JP2004087814A - Method and apparatus for manufacturing integrated circuit device onto oxide substrate - Google Patents

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a manufacturing method and a manufacturing apparatus for an integrated circuit device onto an oxide substrate that can build the integrated circuit device exceeding an electronic circuit that is currently the leading part of a circuit by monolithic processing, by using laser MBE achieving epitaxial growth under a nitrogen atmosphere, and forming an AIN layer as flattening and a buffer layer at the atom level of a surface in LiNbO<SB>3</SB>, (Mn, Zn)Fe<SB>2</SB>O<SB>4</SB>, or the like. <P>SOLUTION: In the method for manufacturing the integrated circuit device onto the oxide substrate, CMP substrate polishing is made on the surface of an LiNBO<SB>3</SB>and (Mn, Zn)Fe<SB>2</SB>O<SB>4</SB>substrate with colloidal silica. Then, the polished substrate is annealed in an ultra-high vacuum, a flat crystal surface at an atom level is formed on the substrate, an AIN layer using a target is grown on the LiNbO<SB>3</SB>and (Mn, Zn)Fe<SB>2</SB>O<SB>4</SB>substrate being flattened at the atom level by a laser MBE method, and a GaN layer is formed on the AlN layer. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

この表１から分かるように、サファイア基板に比べ、ＬＳＡＴやフェライト基板とＩＩＩ　族窒化物の格子ミスマッチは小さい。これらの基板上に、レーザーＭＢＥ法を用いてＩＩＩ　族窒化物の成長を行ったところ、その界面には窒化層は存在せず、急峻な界面の作製が可能であることが分かった。
【０００９】
このようにして、本願発明者らはレーザーＭＢＥ法を用いて種々の基板上へのＩＩＩ　族窒化物の成長可能性を調べてきたが、本発明では、格子マッチング基板の一つとして、ＮＧＯ（ＮｄＧａＯ_３）基板に着目した。ＮＧＯ基板は、磁性体・強誘電体・超伝導体材料のヘテロエピタキシャル成長用基板として広く用いられており、これを基板として利用することは、格子マッチング基板であることの他にも、ＧａＮのような光デバイスと酸化物エレクトロニクスを集積・融合するという意味でも利点がある。
【００１０】
また、今回、この技術を用いれば、酸化物をベースとした光素子とＩＩＩ　族窒化物発光素子を融合した新機能集積デバイスが実現できると考え、光学結晶基板としてのＬｉＮｂＯ_３基板上へのＧａＮ成長の可能性を検討した。
【００１１】
光学結晶とは、光との相互作用をもった機能性酸化物であり、具体的には光スイッチ材料、固体レーザー材料、光偏向材料、光−光制御材料などを指し、光通信や光情報処理分野での応用が期待されている。この光学結晶を用いての光集積回路が数多く提案されている。
【００１２】
しかしなから、半導体レーザーや、半導体受発光素子を光集積回路基板に貼り付けるという従来の方法では、集積度が低く応用が非常に限られていた。
【００１３】
本願発明者は、光学結晶上にＧａＮなどの直接遷移型半導体をヘテロエピタキシャル成長させる方法を鋭意研究した結果、レーザーＭＢＥ装置を用いることにより、光学結晶基板（ＬｉＮｂＯ_３）上に良質なＧａＮを成長させることに成功した。
【００１４】
また、ＭｎＯやＬＳＡＴ、ＭｎＺｎフェライト（Ｍｎ，Ｚｎ）Ｆｅ_２Ｏ_４などの化学的に不安定な磁性酸化物基板上へもレーザーＭＢＥ装置を用いることにより、良質なＧａＮを成長させることに成功した。
【００１５】
本発明は、上記状況に鑑みて、窒素雰囲気下でのエピタキシャル成長が可能となるパルスレーザーＭＢＥ（ＰＬＤＭＢＥ）装置を用い、ＬｉＮｂＯ_３や（Ｍｎ，Ｚｎ）Ｆｅ_２Ｏ_４などの表面の原子レベルでの平坦化と、バッファ層としてＡＩＮ層を形成することにより、従来ハイブリッドであった光集積回路や磁気的集積素子をモノリシック化し、現在の回路の主役である電子回路を凌駕するような集積化装置を構築し得る酸化物基板上への集積回路装置の製造方法及び装置を提供することを目的とする。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記目的を達成するために、
〔１〕酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、酸化物光学結晶基板の表面にコロイダルシリカによるＣＭＰ基板研磨を行った後、この研磨された基板に超高真空中でのアニールを施し、前記基板上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成し、レーザーＭＢＥ法により、前記原子レベルで平坦化された基板上にターゲットを用いたＡｌＮ層を成長させ、このＡｌＮ層上にＧａＮ層を形成することを特徴とする。
【００１７】
〔２〕上記〔１〕記載の酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、前記酸化物光学結晶基板はＬｉＮｂＯ_３基板であることを特徴とする。
【００１８】
〔３〕上記〔２〕記載の酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、ＰＬＤ法により、液体Ｇａメタルターゲットを用い、前記ＬｉＮｂＯ_３基板温度７００℃、窒素分圧０．１〜１００ｍＴｏｒｒにて前記ＧａＮ層の成長を行うことを特徴とする。
【００１９】
〔４〕上記〔３〕記載の酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、前記ＰＬＤ法によるパルスレーザーは２４８ｎｍ、０．１〜１０Ｊ／ｃｍ^２，２〜１５Ｈｚであることを特徴とする。
【００２０】
〔５〕上記〔１〕又は〔４〕の何れか１項に記載の酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、前記酸化物光学結晶基板上に半導体レーザーとしてのＧａＮ素子と酸化物光制御素子と光検出器としてのＩｎＧａＮ素子を実装することを特徴とする。
【００２１】
〔６〕酸化物基板上への集積回路装置の製造装置において、酸化物光学結晶基板の表面にコロイダルシリカによるＣＭＰ基板研磨を行った後、その研磨された基板に超高真空中でのアニールを施し、前記基板上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成する手段と、レーザーＭＢＥ法により、前記原子レベルで平坦化された基板上にターゲットを用いたＡｌＮ層を成長させる手段と、このＡｌＮ層上にＧａＮ層を形成する手段とを具備する。
【００２２】
〔７〕酸化物基板上の集積回路装置は、上記〔６〕に記載される酸化物基板上への集積回路装置の製造装置によって製造される酸化物光学結晶基板と、ＡｌＮ層と、ＧａＮ層からなる。
【００２３】
〔８〕酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、ＮｄＧａＯ_３基板の表面にコロイダルシリカによるＣＭＰ基板研磨を行った後、この研磨された基板に超高真空中でのアニールを施し、前記基板上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成し、レーザーＭＢＥ法により、前記原子レベルで平坦化された基板上にターゲットを用いたＡｌＮ層を成長させ、このＡｌＮ層上にＧａＮ層を形成することを特徴とする。
【００２４】
〔９〕上記〔８〕記載の酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、エタノールとアセトンによる脱脂洗浄の後、前記ＮｄＧａＯ_３基板をＰＬＤチャンバに導入し、このＰＬＤチャンバのベースプレッシャーを１．０〜２．０×１０^−９Ｔｏｒｒとし、成長中は窒素ガスを導入し、窒素圧を１．０×１０^−２Ｔｏｒｒに保ち、ターゲットにはＧａＮの焼結体を用いることを特徴とする。
【００２５】
〔１０〕上記〔９〕記載の酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、前記ターゲットは基板より５ｃｍ下方に位置し、ＫｒＦエキシマレーザー（λ＝２４８ｎｍ，τ＝２０ｎｓ）によってアブレートさせ、そのエネルギー密度は３．０Ｊ／ｃｍ^２、パルス周波数は１０Ｈｚに設定することを特徴とする。
【００２６】
〔１１〕上記〔１０〕記載の酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、成長レートを約１０ｎｍ／ｈとし、前記基板の温度を７５０℃に設定することを特徴とする。
【００２７】
〔１２〕酸化物基板上への集積回路装置の製造装置において、ＮｄＧａＯ_３基板の表面にコロイダルシリカによるＣＭＰ基板研磨を行った後、この研磨された基板に超高真空中でのアニールを施し、前記基板上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成する手段と、レーザーＭＢＥ法により、前記原子レベルで平坦化された基板上にターゲットを用いたＡｌＮ層を成長させる手段と、このＡｌＮ層上にＧａＮ層を形成する手段とを具備する。
【００２８】
〔１３〕酸化物基板上の集積回路装置は、上記〔１２〕に記載される酸化物基板上への集積回路装置の製造装置によって製造されるＮｄＧａＯ_３基板と、ＡｌＮ層と、ＧａＮ層からなる。
【００２９】
〔１４〕酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、（Ｍｎ，Ｚｎ）Ｆｅ_２Ｏ_４基板の表面にコロイダルシリカによるＣＭＰ基板研磨を行った後、この研磨された基板に超高真空中でのアニールを施し、前記基板上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成し、レーザーＭＢＥ法により、前記原子レベルで平坦化された基板上にターゲットを用いたＡｌＮ層を成長させ、このＡｌＮ層上にＧａＮ層を形成することを特徴とする。
【００３０】
〔１５〕上記〔１４〕記載の酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、前記ＡｌＮ層を室温で成長させることを特徴とする。
【００３１】
〔１６〕上記〔１４〕記載の酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、（Ｍｎ，Ｚｎ）Ｆｅ_２Ｏ_４基板をＰＬＤチャンバに導入し、このＰＬＤチャンバのベースプレッシャーを約１０^−１０Ｔｏｒｒとし、成長中は窒素ガスを導入し、窒素圧を１．０×１０^−２Ｔｏｒｒに保ち、ターゲットにはＡｌＮの焼結体を用いることを特徴とする。
【００３２】
〔１７〕上記〔１６〕記載の酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、前記ＰＬＤ法によるパルスレーザーは２４８ｎｍ、０．１〜１０Ｊ／ｃｍ^２，２〜１５Ｈｚのエキシマレーザーであることを特徴とする。
【００３３】
〔１８〕酸化物基板上への集積回路装置の製造装置において、（Ｍｎ，Ｚｎ）Ｆｅ_２Ｏ_４基板の表面にコロイダルシリカによるＣＭＰ基板研磨を行った後、この研磨された基板に超高真空中でのアニールを施し、この基板上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成する手段と、レーザーＭＢＥ法により、前記原子レベルで平坦化された基板上にターゲットを用いたＡｌＮ層を成長させる手段と、このＡｌＮ層上にＧａＮ層を形成する手段とを具備することを特徴とする。
【００３４】
〔１９〕酸化物基板上の集積回路装置は、上記〔１８〕に記載される酸化物基板上への集積回路装置の製造装置によって製造される（Ｍｎ，Ｚｎ）Ｆｅ_２Ｏ_４基板と、ＡｌＮ層と、ＧａＮ層からなる。
【００３５】
〔２０〕酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、ＭｎＯ基板の表面にコロイダルシリカによるＣＭＰ基板研磨を行った後、この研磨された基板に超高真空中でのアニールを施し、前記基板上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成し、レーザーＭＢＥ法により、前記原子レベルで平坦化された基板上にターゲットを用いたＡｌＮ層を成長させ、このＡｌＮ層上にＧａＮ層を形成することを特徴とする。
【００３６】
〔２１〕上記〔２０〕記載の酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、ＭｎＯ基板をＰＬＤチャンバに導入し、成長中は窒素ガスを導入し、窒素圧を１．０^−５から１０^−２Ｔｏｒｒに保ち、基板温度を７００〜８００℃とし、ターゲットには金属ＧａおよびＡｌＮの焼結体を用いて前記ＡｌＮ層およびＧａＮ層を成長させることを特徴とする。
【００３７】
〔２２〕上記〔２１〕記載の酸化物基板上への集積回路装置の製造方法において、前記ＰＬＤ法によるパルスレーザーは２４８ｎｍ、０．１〜１０Ｊ／ｃｍ^２，２〜１５Ｈｚのエキシマレーザーであることを特徴とする。
【００３８】
〔２３〕酸化物基板上への集積回路装置の製造装置において、ＭｎＯ基板の表面にコロイダルシリカによるＣＭＰ基板研磨を行った後、この研磨された基板に超高真空中でのアニールを施し、前記基板上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成する手段と、レーザーＭＢＥ法により、前記原子レベルで平坦化された基板上にターゲットを用いたＡｌＮ層を成長させる手段と、このＡｌＮ層上にＧａＮ層を形成する手段とを具備することを特徴とする。
【００３９】
〔２４〕酸化物基板上の集積回路装置は、上記〔２３〕に記載される酸化物基板上への集積回路装置の製造装置によって製造されるＭｎＯ基板と、ＡｌＮ層と、ＧａＮ層からなる。
【００４０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
【００４１】
まず、本発明の各種の実施例に共通する技術について説明する。
【００４２】
〔Ａ〕基板の表面処理
図１は本発明の実施例を示す基板の研磨装置の模式図、図２はその基板の研磨のフローチャートである。
【００４３】
この図において、１は光学結晶基板や磁性酸化物基板などの基板、２はその基板１の保持具、３は研磨板、４はコロイダルシリカ容器、５はコロイダルシリカ供給ノズル、６はコロイダルシリカである。
【００４４】
この研磨装置によって、基板１の保持具２と研磨板３を回転させ、コロイダルシリカ６による基板１の化学機械的研磨を行った後に、超高真空中（１０^−９Ｔｏｒｒ）でのアニールを行い、基板１を原子レベルで平坦化する。
【００４５】
以下、その基板の処理工程を図２を参照しながら説明する。
【００４６】
（１）まず、粒径３．０μｍのダイアモンドスラリーと溝付き銅板を用いた荒研磨を行う。この過程で基板の平面出しを行う。次に、超純水で軽く洗浄した後、アセトンで基板表面のワックスなどの汚れを拭き取る。さらに、２０秒ほど超純水で超音波洗浄する（ステップＳ１）。
【００４７】
（２）次いで、粒径０．５μｍのダイアモンドスラリーと研磨布を用いてラッピングを行う。研磨後はステップＳ１と同様に、超純水で軽く洗浄した後、アセトンで基板表面を軽く拭き、２０秒ほど超純水で超音波洗浄を行う（ステップＳ２）。
【００４８】
（３）次に、コロイダルシリカ（ｐＨ９．８）を用いてＣＭＰ（化学機械的研磨）を行う。このＣＭＰは、あまり長時間行うと基板表面がアルカリに侵されてダメージを受けるので、５分間程度が適切である。また、シリカ微粒子が凝集し易いので、研磨後は十分に純水でリンスする。研磨後に超音波洗浄を行うと、細かなピットが形成されるので、ここでは超音波洗浄は行わない（ステップＳ３）。
【００４９】
（４）最後に、超高真空中（１０^−９Ｔｏｒｒ）でのアニールを行う（ステップＳ４）。
【００５０】
この基板の表面処理で重要なことは、原子間力顕微鏡で平均粗さ１０Å以下にすることが重要である。
【００５１】
〔Ｂ〕レーザーＭＢＥ装置
図３は本発明にかかるレーザーＭＢＥ装置の模式図である。
【００５２】
この図において、１０はＰＬＤチャンバ、１１はターゲット（ここではＡｌＮ焼結体であるが、以降のプロセスではＧａＮ焼結体や液体Ｇａメタル）、１２は基板、１３は加熱装置、１４はＫｒＦエキシマレーザー（２４８ｎｍ，３Ｊ／ｃｍ^２、２−１５Ｈｚ）、１５はスクリーン、１６はＲＨＥＥＤ装置、１７，１８はＴＭＰ（Ｔｕｒｂｏ　Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ　Ｐｕｍｐ）、１９はＮ_２ガス源、２０は電子ビームである。
【００５３】
このＰＬＤチャンバ１０は、超高真空中で光電子分光（ＸＰＳ）装置、ＩＩＩ　−Ｖ族化合物半導体作製用分子線エピタキシー（ＭＢＥ）装置に連結されており、窒化物とＧａＡｓなどの多層構造の作製、および、化学結合状態解析による、試料表面および界面状態の評価が可能である。レーザーＭＢＥ装置のベースプレッシャーは１．０〜２．０×１０^−９Ｔｏｒｒ程度となっている。
【００５４】
〔Ｃ〕ＰＬＤ（Ｐｕｌｓｅｄ　Ｌａｓｅｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）ＭＢＥ法
ＰＬＤ法では、２０〜３０ｎｓのパルス幅を持ったレーザー光をレンズによって、０．１〜１０Ｊ／ｃｍ^２のエネルギー密度に集光し、入射窓を通して真空チャンバー内のターゲットにフォーカスし、ターゲット表面の約１０ｎｍを蒸発、アブレートする。放出される１０〜１００ｅＶのエネルギーを持った中性原子、分子、イオン等の粒子は、プルームと呼ばれる発光柱を形成し、対向する適度に過熱された基板上に凝縮し、薄膜を形成する。
【００５５】
ＰＬＤ法の利点としては、装置構成が簡単で、真空チャンバ内に加熱蒸発源や、プラズマ発生装置などを含まないのでクリーンな成膜雰囲気が得られる。
【００５６】
また、ターゲットを交換するだけで、ヘテロ構造や超格子を容易に形成できる。
【００５７】
さらに、酸化物のような高融点の材料でも全成分を一瞬でアブレートできるので、組成のズレの少ない膜を堆積できる。特に紫外光は、赤外光や可視光に比べ、ターゲット内への侵入深さが浅く、表面の微小領域で吸収されるので、１原子にまで分解した気化成分を生成する。
【００５８】
ＰＬＤ法は、上記の技術的な特徴だけでなく、酸化物薄膜の成長過程の制御にも重要なメリットを持っている。金属原料を分子線状態で基板表面に供給する前記ＭＢＥ法では、酸化反応は表面、あるいは表面近傍のみで起こり、酸素の供給で律速される動力学支配の反応になりやすい。一方、酸化物をターゲットに用いるＰＬＤ法では、主に酸化された分子やイオンが高い運動エネルギーをもって基板表面に衝突するので、基板表面温度や雰囲気の制御によって、熱平衡に近い高結晶性の構造にも動力学支配の非平衡構造にも緩和させられる自由度が高い。
【００５９】
表面過程の自由エネルギー変化で見ると、酸化状態で吸着した方が形成される酸化物とのエネルギー差が小さく、より平衡に近い結晶性のよい薄膜を形成するのに有利と考えられる。
【００６０】
〔Ｄ〕評価手法と装置
〔光電子分光法（ＸＰＳ）〕
ＸＰＳは代表的な表面分析装置の一つで、固体の表面から数ｎｍの深さ領域に関する元素および化学結合状態の分析に用いる。また、Ａｒイオンなどでエッチングを行いながら測定することにより、最表面の汚染物を除去した面や、サブミクロンオーダーまでの深さ方向分析が可能である。Ｘ線光電子分析とイオンスパッタリングを交互に繰り返し、スペクトルの変化を追跡することで、試料の深さ方向における組成変化の情報を得るのである。
【００６１】
試料は真空中で安定なものであれば何でも分析できるが、ほとんどの場合は固体試料である。金属、半導体、セラミックス、高分子材料など幅広い対象に用いられているが、絶縁物の場合は測定中に試料が帯電するため、低速電子を照射するなどの工夫が必要である。
【００６２】
また、高分子などはＸ線で損傷する場合が有り、分析には注意が必要となる。特にハロゲンや窒素などいわゆるヘテロ元素を含む試料では測定中にこれらの元素が脱離したり、化学状態が変化したりする場合が多々あるので十分注意が必要である。必要に応じ試料を冷却して測定する場合もある。
【００６３】
半導体結晶のヘテロエピタキシャル成長における基板とエピタキシャル膜の界面の急峻性は、デバイスへの応用を考えた場合非常に重要になってくる。そこで、成長したサンプルについて界面の状態を調べていくとともに成長の初期過程について詳しく研究を進めるため、ＸＰＳを用いることができる。
【００６４】
励起Ｘ線としてはＡｌやＭｇのＫαなど比較的低いエネルギーのものが良く用いられ、エネルギーアナライザーは電場を用いて電子の運動エネルギーを測定する装置で、同心円筒形（ＣＭＡ）、同心半球型（ＣＨＡ）などがある。
【００６５】
高真空中で固体試料表面に特定エネルギーの軟Ｓ線（Ａｌ　Ｋα線またはＭｇＫα線）を照射すると、光電効果により試料から電子（光電子）が放出される。これをアナライザーに導き、電子の運動エネルギーで分けてスペクトルとして検出する。Ｘ線は試料表面から数μｍまで侵入するため、光電子は深い領域からも放出されるが、試料表面に到達するまでに非弾性散乱により運動エネルギーを失うためにピークとしては検出されず、スペクトルのバックグラウンドとなる。
【００６６】
非弾性散乱せずに、試料表面（運動エネルギーにより異なるが、概ね数ｎｍから数十ｎｍ）から脱出した数ｎｍの深さ領域の光電子のみがピークとして検出され、分析に用いられる。スペクトルの横軸は電子の結合エネルギーで表示される。結合エネルギー（Ｅｂ）は照射した軟Ｘ線のエネルギー（Ｅ_０）から光電子の運動エネルギー（Ｅ_ｋ）を引いた差として求められる（厳密には表面の仕事関数分だけエネルギーの損失がある）。
【００６７】
Ｅ_ｂ＝Ｅ_０−Ｅ_ｋ
各種原子の内殻電子は固有の結合エネルギーを持っているため、検出された電子の結合エネルギーから元素の種類、シグナル強度から元素の比率を調べることができる。検出可能な元素はＬｉからＵまでである。検出限界は元素によって異なるが、およそ０．１％程度である。
【００６８】
さらに、各種元素の化学結合状態が異なると結合エネルギーが僅かに変化し、ピークが分離されて検出される。束縛エネルギーは、原則として原子の種類と電子の軌道により定まった値になるが、原子が化合物や結晶格子を形成している場合には、自由な状態と比較するとその値が僅かに変化する。これを「化学シフト」とよび、化学結合している相手を知る上で、重要な情報を与える。
【００６９】
Ｘ線光電子分光法ではこの化学シフトを利用して元素の種類だけでなく、化学状態を知ることができる。つまり、これにより有機物の官能基分析（Ｃ−Ｏ、Ｃ＝Ｏの定量など）や無機物の酸化状態の分析（メタルと酸化状態の定量）などが可能となる。Ａｒイオンエッチングによる深さ方向分析は、イオン照射により状態変化が起こりにくい無機物に有効である。
【００７０】
〔フォトルミネッセンス測定（ＰＬ）〕
フォトルミネッセンス（ｐｈｏｔｏｌｕｍｉｎｅｓｃｅｎｃｅ：ＰＬ）とは、光で励起された半導体中の電子がエネルギーを放ちながら元のエネルギー状態に戻るときに発する光である。身近な例として、テレビのブラウン管があげられる。ブラウン管は電子線で蛍光体がルミネッセンスを発することを利用したデバイスである。
【００７１】
本発明の測定装置は、このルミネッセンスを、分光器により分光し、ＣＣＤ受光素子によってスペクトルを測定するためのシステムである。ＰＬスペクトルを調べることで半導体薄膜の光学的特性をはじめ、その結晶品質や含まれる不純物などを調べることが出来る。
【００７２】
本発明では、ＰＬ法によりＧａＮ薄膜の光学特性を評価した。
【００７３】
以下、各種の実施例について順次説明する。
【００７４】
まず、本発明の第１実施例について説明する。
【００７５】
ここでは、レーザーＭＢＥ法を用いた光学結晶基板としてのＬｉＮｂＯ_３上へのＩＩＩ　族窒化物薄膜としてのＧａＮ薄膜の成長について説明する。
【００７６】
ＧａＮの成長は１０^−５〜１０^−２Ｔｏｒｒの窒素雰囲気下で７００℃の基板温度で行った。また、界面バッファー層としてＡｌＮを用いた。ターゲットには、金属Ｇａ、およびＡｌＮ焼結体を用いた。励起源としてはＫｒＦエキシマレーザー（２４８ｎｍ，２０ｎｓ）を３Ｊ／ｃｍ^２、１５Ｈｚの条件で使用した。
【００７７】
得られた薄膜の評価は、反射型高速電子回折法（ＲＨＥＥＤ）、斜入射Ｘ線反射率法（ＧＩＸＲ）、高分解能Ｘ線回折法（ＨＲＸＲＤ）等を用いた。
【００７８】
以下、光学結晶基板としてのＬｉＮｂＯ_３上へのＩＩＩ　族窒化物薄膜の成長について詳細に説明する。
【００７９】
まず、ＩＩＩ　族窒化物薄膜について説明する。
【００８０】
ＧａＮ系ワイドギャップＩＩＩ　族窒化物半導体は、青色、緑色発光ダイオードとして実用化されるようになった。また、その高い絶縁破壊電界、電子の飽和ドリフト速度が大きいこと、ヘテロ接合による２次元キャリアガスが使用できることなどの優れた性質を有するので、短波長発光デバイスのみならず、次世代の超高周波・高出力トランジスタなどの材料としても有望視され、活発な研究が進められている。前記した表１にＧａＮとＡｌＮの一般的な性質が示されている。
【００８１】
半導体レーザーの短波長化は情報処理機器の高性能化を実現する鍵となる技術である。特に、光メモリ応用では、高密度化に対する光源波長の寄与は大きい。ＧａＮ系化合物半導体は青色〜紫外領域でのレーザー発振が可能な材料であり、高密度光メモリなどへの応用を目指してデバイス開発が進められている。
【００８２】
光学結晶とは、光と相互作用をもったアクティブな機能を示す酸化物単結晶をさす。現在の光エレクトロニクス分野における光学結晶材料の特色は、光学的性質と種々の外部要因との相互作用が大きい、いわゆる機能性を持っている。光エレクトロニクスの技術分野は、光通信、表示、記録、計測、光による光制御といった広範囲にわたる光応用であり、また新しい光学結晶が次々と育成されて、それに必要な結晶光学が深く係わっている。
【００８３】
次に、ＬｉＮｂＯ_３について説明する。
【００８４】
これは、光学結晶でも最も汎用的であり、利用価値の高いＬｉＮｂＯ_３基板（諸性質を表２に示す）を用いた。面方位は（０００１）面を用いたが、これは対称性を考慮したもので、（１１−２０）面、（１０−１０）面なども考えられるが、Ｌｉ原子が正四面体構造の中心にないために、同じ面上でＬｉ、Ｎｂ間の長さが異なるなど、非対称である。
【００８５】
【表２】

次に、ＭＢＥ（Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ　Ｂｅａｍ　Ｅｐｉｔａｘｙ）法について説明する。
【００８６】
図３に示すように、超高真空中に基板１２を置き、これを数百度に加熱しておき、堆積させたい物質を別々のルツボ状の容器（セル）に入れて加熱する。または焼結したターゲット１１にレーザー１４を照射することによって、堆積させたい物質が蒸発昇華し気相として基板１２の清浄表面に供給されることで結晶成長を行う方法である。この方法は、真空度が高いので、気相の分子の平均自由行程は１０００ｋｍ以上になり、ルツボ容器を飛び出した分子は互いに衝突することなく基板１２に到着する。
【００８７】
主な特色としては、
（１）通常の真空蒸着法と異なり、ＭＢＥ法では超高真空を用いている。そのため、基板表面へのチャンバ内の残留不純物（炭素、酸素、水及びその化合物）の付着がなく、一度基板表面を清浄化すればきわめて長時間（１０４〜１０５秒）清浄表面を維持できる。したがって、基板上にエピタキシャル単結晶を成長できるばかりでなく、成長速度を遅くしても不純物の取り込みが極めて少ないので、高純度の結晶が得られる。
【００８８】
（２）成長速度を極めて遅くする（０．１〜数μｍ／ｈｒ）ことができ、かつ多くの半導体材料の場合で成長モードが２次元的であるため、原子レベルで膜厚制御が可能である。またこのような成長モードが実現できる基板温度が他の成長法に比較して低温であるため、急激なヘテロ界面を実現することができる。
【００８９】
（３）各蒸着源セルにあるメカニカルなシャッターや各セルの温度を制御することによって、成長方向の混晶の組成分布、不純物ドーピングの分布を任意に高精度で制御することができる。したがって、成長方向にほぼ任意のバンドプロファイルをもつ半導体ヘテロ構造の作製が可能である。
【００９０】
（４）ＭＢＥでは基板上における原子の付着は熱力学的な平衡にはほとんど依存しないために、ある温度での蒸気圧や基板への付着確率が大幅に違う元素間の化合物を、熱力学的な平衡から大幅に外れた組成で成長させることができる。
【００９１】
（５）結晶成長中に種々の分析手法を用いて成長表面をその場観察することにより、成長機構に関する様々な情報が得られ、成長の制御にフィードバックさせることができる。特に、反射高エネルギー電子線回折（ＲＨＥＥＤ）は、ＭＢＥが開発された初期の段階から現在に至るまで最も広く使われている極めて有用な成長中におけるその場観察の手段である。
【００９２】
（６）ＭＢＥ法はその原理の単純さ、得られる結晶の高品質性、原子レベルでの膜厚制御性、その場観察の能力など優れた特徴をもつことから、半導体材料ばかりでなく、金属、絶縁体、超伝導体、磁性体、あるいはそれらを組み合わせた人工格子や複合ヘテロ構造など、様々な人工材料の探索に利用できる。
【００９３】
以下、ＬｉＮｂＯ_３上へのＩＩＩ　族窒化物の形成について説明する。
【００９４】
酸化物基板上へテロエピタキシャル成長させる半導体材料には、結晶欠陥に強いＧａＮが、また酸化物光制御素子材料としては電気機械結合定数の高いＬｉＮｂＯ_３が適している。
【００９５】
上述したように、ＬｉＮｂＯ_３基板表面は窒化されやすいために、ＭＯＣＶＤ法やＭＢＥ法では良質なＧａＮはできない。
【００９６】
そこで、本発明では、窒素雰囲気中で反応が進行するＰＬＤ法を用いれば、化学的に不安定な酸化物基板にも良質なＧａＮ薄膜を成長させることができると考えた。
【００９７】
本発明では、かかるＬｉＮｂＯ_３上のＧａＮ薄膜の欠陥準位を低減する目的で、ＡｌＮバッファー層を形成させるようにした。
【００９８】
図４はそのＬｉＮｂＯ_３上へＡｌＮバッファー層を有するＧａＮ薄膜の模式図である。
【００９９】
この図において、１０１はＬｉＮｂＯ_３基板（０００１）、１０２はその上に形成されるＡｌＮバッファー層、１０３はその上に形成されるＧａＮ薄膜（０００１）である。
【０１００】
図５にそのＬｉＮｂＯ_３基板とＧａＮ薄膜の配向関係とそのロッキング曲線を示している。ここでは横軸に角度２θ（度）、縦軸に強度（相対単位）を示している。この図において、ａはＡｌＮバッファー層がない場合（半値幅は１．５°）、ｂはＡｌＮバッファー層がある場合（半値幅は０．７２）である。
【０１０１】
この図から、ＡｌＮバッファー層１０２の挿入により大幅に結晶性が向上していることが分かる。
【０１０２】
次に、ＧａＮ薄膜表面を観察すると、図６のようである。図６（ａ）はＡｌＮバッファー層なしの場合（ＲＭＳは１７．９ｎｍ）であり、図６（ｂ）はＡｌＮバッファー層ありの場合（ＲＭＳは０．６４ｎｍ）であり、これらの図から明らかなように、成長モードが３次元成長から２次元成長へ変化しており、ＡｌＮバッファー層の挿入により平坦性が向上していることが分かる。
【０１０３】
更に、レーザーＭＢＥ装置の窒素分圧を最適化するようにした。
【０１０４】
すなわち、図７はＡｌＮバッファー層の生成時の窒素分圧特性を示す図であり、ａは低圧ＡｌＮバッファー層（窒素分圧０．１ｍＴｏｒｒ）、ｂは高圧ＡｌＮバッファー層（窒素分圧１０ｍＴｏｒｒ）の場合であり、高圧ＡｌＮバッファー層の方が強いバンド端発光が確認された。
【０１０５】
上記から明らかなように、ＰＬＤ法によりＬｉＮｂＯ_３上へＡｌＮバッファー層を有するＧａＮ薄膜のエピタキシャル成長を行わせることができた。
【０１０６】
上記から以下の点が挙げられる。
【０１０７】
（１）ＧａＮとＬｉＮｂＯ_３は、図８に示すように、３０°回転した配向関係を持つ。このとき格子ミスマッチは７％と小さい。すなわち、以下に示す面内配向関係を有する。
【０１０８】
ＬｉＮｂＯ_３（０００１）／／ＧａＮ（０００１）
ＬｉＮｂＯ_３（１１−２０）／／ＧａＮ（１０−１０）
（２）ＡｌＮバッファー層の挿入で結晶性が大幅に向上した。
【０１０９】
（３）酸素分圧の最適化により、欠陥準位発光の殆ど無い良好な光学特性を示すＧａＮ薄膜を得ることができた。
【０１１０】
なお、ＬｉＮｂＯ_３と同様な性質を示す物質としてＮｂをＴａで置き換えたＬｉＴａＯ_３がある。すなわち、ＬｉＮｂＯ_３の格子定数は、ａ＝５．１４８２Å、ｃ＝１３．８５７Åであるが、ＬｉＴａＯ_３の格子定数は、ａ＝５．１５０９Å、ｃ＝１３．７７３Åであり、格子定数がほぼ同じであり、このＬｉＴａＯ_３を基板とした適用ができることは言うまでもない。
【０１１１】
次に、本発明の第２実施例について説明する。
【０１１２】
この実施例においては、レーザーＭＢＥ法を用いた酸化物基板としての（Ｍｎ，Ｚｎ）Ｆｅ_２Ｏ_４上へのＩＩＩ　族窒化物薄膜としてのＡｌＮ薄膜の室温エピタキシャル成長について説明する。
【０１１３】
ＡｌＮ薄膜の成長は、背圧１０^−１０Ｔｏｒｒ台のＰＬＤ装置によって行った。ターゲットにはＡｌＮの焼結体（純度９９．９％）を用い、雰囲気ガスとして、Ｎ_２を１０ｍＴｏｒｒ導入した。基板には（Ｍｎ，Ｚｎ）Ｆｅ_２Ｏ_４（１１１）を用い、成長温度は室温〜７００℃とした。励起源としてはＫｒＦエキシマレーザー（２４８ｎｍ，２０ｎｓ）を３Ｊ／ｃｍ^２、１０Ｈｚの条件で使用した。得られた薄膜の評価は、反射型高速電子回折法（ＲＨＥＥＤ）、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）、高分解能Ｘ線回折（ＨＲＸＲＤ）、斜入射Ｘ線反射率法（ＧＩＸＲ）等を用いた。
【０１１４】
次に、ＬＧＯ基板上のＩＩＩ　族窒化物薄膜の成長について詳細に説明する。
【０１１５】
ＬｉＧａＯ_２（ＬＧＯ）は図９に示すようなｏｒｔｈｏｒｈｏｍｂｉｃの結晶構造を持ち（参考文献〔４〕）、その（００１）面は、ＧａＮとの格子ミスマッチが１％以下と非常に良いことから、格子マッチング基板の一つに挙げられ、良質なＧａＮ薄膜の成長が期待される（参考文献〔４〕，〔５〕）。
【０１１６】
しかしながら、従来のＭＯＣＶＤ法やＭＢＥ法などの成長手法では、やはり活性窒素源による基板窒化が問題となり、ＩＩＩ　族窒化物の成長は難しかった。最近、本願発明者らは、ＰＬＤ法を用いることによってＬＧＯ基板上へのＧａＮ直接成長に成功した。ここでは、そのＧ−ＧＩＸＤ測定の結果について述べる。
【０１１７】
成長はＰＬＤ法を用いて行った。ターゲットには液体Ｇａメタルターゲットを用い、成長温度７００℃、Ｎ_２圧１００ｍＴｏｒｒ、レーザーのパルス周波数は１５Ｈｚである。図１０に、ＧａＮ成長後のＲＨＥＥＤ像を示す。非常にシャープな回折像が得られており、良質なＧａＮ薄膜がエピタキシャル成長したことが分かる。
【０１１８】
図１１にＧａＮ薄膜の面内・面外回折点におけるＧ−ＧＩＸＤ法による逆格子マッピング測定の結果を示す。
【０１１９】
この図より、非常に強度が強く、鋭いピークが観察された。これは、成長したＧａＮ薄膜の結晶性が優れているためであると考えられる。
【０１２０】
表３に逆格子マッピングから求めたａ軸、ｃ軸方向の格子定数の値を示す。この結果より、ＬＧＯ上に成長したＧａＮ薄膜は、ａ軸、ｃ軸方向ともに圧縮歪みを受けていることが分かる。
【０１２１】
【表３】

また、ＬＧＯはその結晶構造から、結晶方位によって格子長が異なっており、ＧａＮ薄膜の歪み量と結晶方位に何らかの相関関係が見られる可能性がある。それを調べるために、Ｘ線の入射方位を６０°および１２０°変化させて、同様に逆格子マッピングを取った結果も図１１に合わせて示す。
【０１２２】
逆格子マッピングから得られた格子定数が、やはり上記した表３にまとめられている。この表３より、ａ軸方向における歪み量について、６０°回転させた時に若干の変化が見られた。これは、ＬＧＯ基板からＧａＮ薄膜への応力が、結晶方位によって異なっているためと考えられる。
【０１２３】
また、Ｘ線の入射角を変えながら、面内方向における２ＴＨスキャンも行った。しかしながら、回折角にほとんど変化は見られず、歪み量の深さ依存は確認できなかった。この結果は、基板と薄膜の格子ミスマッチが非常に小さいことや、膜厚が非常に薄い成長初期過程であることにより、薄膜全体に転位がほぼ均一に入るなどして、歪み分布がないことを示していると考えられる。
【０１２４】
このように、Ｇ−ＧＩＸＤ法を用いることにより、各種基板上のＩＩＩ　族窒化物薄膜について詳細な歪み解析が可能となることが分かった。特に、ＰＬＤ法により成長したＩＩＩ　族窒化物薄膜は、ｂｕｌｋ結晶に適用される単純なＨｏｏｋｅの法則が成立しないため、Ｐｏｉｓｓｏｎ比を用いてａ軸方向の格子定数からｃ軸方向の格子定数を決定することができない。従って、薄膜表面における面内・面外の歪み量を正確に決定するためには、Ｇ−ＧＩＸＤ法により面内・面外の回折を測定し、直接決定する以外にない。
【０１２５】
このように、Ｇ−ＧＩＸＤ法は、ＰＬＤ法により成長したＩＩＩ　族窒化物薄膜表面の構造解析において非常に強力な手法であることが証明された。
【０１２６】
なお、ＧａＮ結晶に関して、４軸回折計を用いた面内・面外逆格子マッピング測定による、結晶の格子定数、歪み解析については比較的多くの論文が見られる。面外回折については、（２０−２４）など高次の面を用いており、かつ入射角も大きいため、Ｇ−ＧＩＸＤ法の特長である薄膜表面における解析を行っているものではないが、特に逆格子マッピング測定と、その解析については非常に参考となる（参考文献〔６〕−〔８〕）。
【０１２７】
次に、ＮｄＧａＯ_３（ＮＧＯ）基板上へのＩＩＩ　族窒化物の成長について説明する。
【０１２８】
最近、ＯｋａｚａｋｉらはネオジガレートＮｄＧａＯ_３（ＮＧＯ）がＧａＮ成長用の基板として適していることを示した。なぜならば、ＮＧＯ（０１１）面は、格子長や対称性がヘキサゴナルＧａＮ（０００１）面と非常に近く、ＮＧＯを基板とすれば、良質なＧａＮ薄膜の成長が期待できるからである。
【０１２９】
しかしながら、前述したように、ＭＯＣＶＤ法やＭＢＥ法による成長では窒素源として反応性の高いアンモニアやＮ_２プラズマを用いているために、成長前にＮＧＯ基板が窒化してしまい、格子マッチングなどの利点を打ち消してしまうことが知られている。ＮＧＯを基板として利用することは、格子マッチング基板であることの他に、ＧａＮのような光デバイスと酸化物エレクトロニクスを集積・融合するという意味でも利点がある。
【０１３０】
図１２はＮＧＯの結晶構造を示す図、図１３はそのＮＧＯ基板上へのデバイスの融合・集積化の例を示す図である。
【０１３１】
ＮＧＯ基板１１０は、ＩＩＩ　族窒化物半導体装置１１１、超伝導素子１１２、磁性体装置１１３を実装することにより、磁性体・強誘電体・超伝導体材料のヘテロエピタキシャル成長用基板として広く用いられている。
【０１３２】
従って、ＧａＮをＮＧＯ基板１１０上に成長することができれば、半導体・磁性体・強誘電体・超伝導体の全ての特性を１つのチップに集積したような新しいタイプのデバイスを開発することが期待される。
【０１３３】
しかしながら、これまでＧａＮをＮＧＯ（１１０）面上に成長したという報告はなされていない。そこで、本願発明者らは、他の基板と同様にレーザーＭＢＥ法を用いることで、ＮＧＯのような化学的、熱的に不安定な基板にも、良質なＩＩＩ　族窒化物を成長させることが可能ではないかと考え、レーザーＭＢＥ法を用いてＮＧＯ基板上にＧａＮを成長させることを試みた。
【０１３４】
そして、ＮＧＯ（１１０）基板上へのＧａＮ成長、および成長後のＧａＮ薄膜に対して、ＧＩＸＤ、ＧＩＸＲ、ＲＨＥＥＤ、ＡＦＭ測定を行った。
【０１３５】
ＮＧＯ結晶は図１２に示すようなｏｒｔｈｏｒｈｏｍｂｉｃの結晶構造を持ち、（１１０）面の対称性は（０１１）と大きく異なっている。ＧａＮ薄膜は、ＰＬＤ法によりＮＧＯ（１１０）に成長した。エタノールとアセトンによる脱脂洗浄の後、ＮＧＯ基板をＰＬＤチャンバに導入した。
【０１３６】
チャンバのベースプレッッシャーは１．０〜２．０×１０^−９Ｔｏｒｒであり、成長中はＮ_２ガス（９９．９９９９％　ｐｕｒｉｔｙ）を導入し、窒素圧を１．０×１０^−２Ｔｏｒｒに保った。ターゲットにはＧａＮ（９９．９９％）の焼結体を用いた。ターゲットは基板より５ｃｍ下方に位置し、ＫｒＦエキシマレーザー（λ＝２４８ｎｍ、τ＝２０ｎｓ）によってアブレートされる。エネルギー密度は３．０Ｊ／ｃｍ^２であり、パルス周波数は１０Ｈｚに設定した。成長には、ＡＩＮおよびＧａＮバッファ層などは用いず、ＮＧＯ基板上に直接ＧａＮの成長を行った。成長レートは約１０ｎｍ／ｈとなっており、非常に低レートではあるが、これは成長の初期過程を調べるために、このような比較的ゆっくりした成長レートを選択した。基板温度は７５０℃に設定した。
【０１３７】
成長後はＲＨＥＥＤ（２５ｋｅＶ）による薄膜表面のｉｎ−ｓｉｔｕ観察を行った。チャンバから取り出した後、タッピングモードＡＦＭによる表面モルフォロジーの観察を行った。
【０１３８】
ＧＩＸＤおよびＧＩＸＲ測定は、理学電気のａｄｖａｎｃｅｄ　ｔｈｉｎ　ｆｉｌｍ　Ｘ−ｒａｙ（ＡＴＸ）ｓｙｓｔｅｍを用いて行った。Ｘ線光源はＣｕＫα_１（λ＝１．５４０５Å）を用いた。入射角はＧａＮの全反射条件以下の０．２５°を選択した。また、それらに加えて放射光施設ＢＬ−３Ａにおいて、ＩＰ（イメージプレート）を用いたＧ−ＧＩＸＤ測定を行った。この測定ではキュービック層やダブルドメインなどの混在を確かめた。Ｇ−ＧＩＸＤ測定のセットアップについては、後述する。Ｘ線の波長は０．９Åとし、入射角は全反射条件以下の０．１〜０．２に設定した。
【０１３９】
図１４（ａ）および（ｂ）に、ＧａＮ成長前と成長後のＲＨＥＥＤ像を示す。
【０１４０】
成長前には、アニール処理によって表面の汚染層を除去し、図１４（ａ）に見られるようなシャープなストリークパターンを示している。図１４（ｂ）はＧａＮ成長後のＲＨＥＥＤ像である。成長後の膜厚は約１０ｎｍで、電子線の入射方向はＧａＮ〔０００１〕である。
【０１４１】
明確なスポットパターンを示していることから、ＧａＮはエピタキシャル成長しており、成長モードは３次元成長であることが分かる。電子線を様々な方向から入射し、パターンの変化を注意深く観察したところ、ヘキサゴナルＧａＮの（１１−２０）がＮＧＯ（１１０）面に成長していることが分かった。通常、ＧａＮは（０００１）面が配向し易いことが分かっている。像中には、それぞれのスポットが示す結晶面を示してある。
【０１４２】
ここで、ＩＰを用いたＧ−ＧＩＸＤ測定について説明する。
【０１４３】
ｃｕｂｉｃ−ＧａＮ層やダブルドメイン層の混在を調べるために、ＩＰを用いたＧ−ＧＩＸＤ測定を行った。
【０１４４】
図１５にＩＰを用いて得られた回折点を示す。
【０１４５】
２つの丸印で囲まれた回折点以外は、ＮＧＯ基板からの回折である。丸印がついている２つの回折点はそれぞれ、ｈｅｘａｇｏａｎｌ−ＧａＮの（１０−１０）面および（１１−２０）面からの回折であることが分かった。これらの回折点は、ＮＧＯとＧａＮの配向関係がＲＨＥＥＤで予想された配向関係であると仮定した場合に期待されるものと一致している。従って、ヘキサゴナルＧａＮ（１１−２０）面のみがＮＧＯ（１１０）基板に成長しており、ｃｕｂｉｃ−ＧａＮ層やダブルドメイン層は存在していないことが分かる。
【０１４６】
次に、ＧＩＸＤ測定について説明する。
【０１４７】
図１６に、ＮＧＯ（１１０）上に成長したＧａＮ薄膜に対する、典型的な面内回折のスペクトルを示す。３２．７８°および６８．７４°に見える２つの強いピークはＮＧＯ（２−２２）および（４−４４）面からの回折である。また３４．５４°に見えるピークがＧａＮ（０００２）面からの回折ピークである。
【０１４８】
この結果から、面内におけるエピタキシャル関係は〔０００１〕_ＧａＮ／／〔１−１１〕_ＮＧＯであることが分かる。また回折角よりＢｒａｇｇの式を用いてＧａＮ薄膜の〔０００１〕方向における格子定数を計算したところ、その値は５．１９Åであることが分かった。
【０１４９】
この値はバルクのＧａＮ結晶の格子定数（５．１８５Å）に非常に近く、歪み量は０．１％以下である。同様の実験をＧａＮ（１−１０１）面についても行っており、こちらの格子定数もバルクの値に非常に近いことが分かった。
【０１５０】
これらの結果より、ＮＧＯ（１１０）面に成長したＧａＮ薄膜はｓｔｏｉｃｈｉｏｍｅｔｒｉｃであり、面内における歪みはほぼ緩和されていると考えられる。
【０１５１】
図１７は、ＧａＮとＮＧＯ（１１０）面の配向関係を示す模式図である。
【０１５２】
ＮＧＯ〔−１１１〕および〔１−１１〕方向における格子ミスマッチは、それぞれ０．９７％および−４．８６％と計算される。これらのミスマッチ量は、典型的なＧａＮ成長用基板であるサファイアとの格子ミスマッチ量（約１６％）と比べて非常に小さい。このミスマッチが小さいという事実が、このような配向関係でＧａＮが成長したことおよび歪み量が小さいことをよく説明している。
【０１５３】
次に、ＡＦＭによる表面観察について説明する。
【０１５４】
図１８は２０ｎｍ成長させたＧａＮ薄膜のＡＦＭによる表面観察の結果を示す図である。
【０１５５】
ＧａＮ表面は島状の構造を有しており、その平均サイズは４０ｎｍである。表面粗さのＲＭＳ値は２．６３ｎｍであった。この結果から、薄膜は３次元成長していると考えられ、これはＲＨＥＥＤ観察の結果と一致している。また、膜厚が増加するに従い、グレインサイズが増加する傾向にあることが分かった。
【０１５６】
次に、ＧＩＸＲによる、基板と薄膜の界面評価について説明する。
【０１５７】
図１９はＮＧＯ基板上に成長したＧａＮ薄膜のＧＩＸＲカーブを示す図である。
【０１５８】
この図から分かるように、ＧａＮ層とＮＧＯ基板界面における、Ｘ線の明瞭な干渉縞が確認された。実験により得られたカーブに対し、ＧａＮ／ＮＧＯの２層モデルを用いた理論的なフィッティングを行ったところ、図中の実線に示すような良好なフィッティング結果が得られた。
【０１５９】
また、フィッティングパラメータより、ＧａＮ／ＮＧＯ界面の粗さは０．５ｎｍ、表面粗さは１．２ｎｍであることが分かった。表面粗さについては、ＡＦＭ観察による結果（１．７ｎｍ）とほぼ一致する。また界面については窒化層などが存在せず、非常に急峻であることが分かった。
【０１６０】
上記を考慮して、本発明は、ＮＧＯ基板上にＩＩＩ　族窒化物を以下のように成長させるようにした。
【０１６１】
ＮｄＧａＯ_３基板表面に図１及び図３に示すように、コロイダルシリカ６によるＣＭＰ基板研磨と、該研磨された基板１２の超高真空中でのアニールを施し、その基板１２上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成し、この基板１２の表面にレーザーＭＢＥ法によりＡｌＮ層を成長させ、このＡｌＮ層上にＧａＮ層を形成する。
【０１６２】
その成長に当たっては、エタノールとアセトンによる脱脂洗浄の後、ＮｄＧａＯ_３基板をＰＬＤチャンバ１０に導入し、該ＰＬＤチャンバ１０のベースプレッシャーは１．０〜２．０×１０^−９Ｔｏｒｒであり、成長中はＮ_２ガスを導入し、窒素圧を１．０×１０^−２Ｔｏｒｒに保ち、ターゲット１１にはＧａＮの焼結体を用いる。
【０１６３】
また、前記ターゲット１１は基板１２より５ｃｍ下方に位置し、ＫｒＦエキシマレーザー１４（λ＝２４８ｎｍ，τ＝２０ｎｓ）によってアブレートさせ、更に、エネルギー密度は３．０Ｊ／ｃｍ^２であり、パルス周波数は１０Ｈｚに設定するようにした。
【０１６４】
さらに、その成長レートを約１０ｎｍ／ｈとし、前記基板の温度を７５０℃に設定するようにした。
【０１６５】
次に、ＭｎＯ基板上へのＩＩＩ　族窒化物の成長について説明する。
【０１６６】
ＭｎＯは、ＩＩＩ　族窒化物薄膜と格子定数が非常に近く、この基板上にＩＩＩ　族窒化物を成長することができれば、非常に良質なＩＩＩ　族窒化物薄膜が得られるのではないかという観点から、研究が進められている新規基板である。
【０１６７】
ＭｎＯはＮａＣｌ型の結晶構造を持ち、その格子定数は４．４４４８Åとなっている。従って、ＭｎＯの１１１面は６回の対称性を持ち、なおかつＩＩＩ　族窒化物との格子ミスマッチが非常に小さい。
【０１６８】
図２０にＭｎＯとＧａＮの格子アラインメントを示す。
【０１６９】
この図からも分かるように、格子ミスマッチは非常に小さく、約１．６％となっている。しかしながら、ＭｎＯは熱的・化学的に不安定であり、従来の成長手法では成長前の基板窒化やｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎなどが問題となり、ＩＩＩ　族窒化物の成長は困難であった。
【０１７０】
そこで、本願発明者らは、ＰＬＤ法を用いることによりこれらの問題を克服し、初めてＭｎＯ上にＩＩＩ　族窒化物を成長させることに成功した。
【０１７１】
図２１にＭｎＯ上に直接成長したＧａＮのＲＨＥＥＤ像を示す。
【０１７２】
この図から分かるとおり、シャープなストリーク状の回折像が見られ、また３×３の表面再構成が起こっていることを示す３倍周期の回折像も見られる。
【０１７３】
従って、非常に良質なＧａＮ薄膜が得られたことが分かる。
【０１７４】
次に、ＭｎＯ上に直接成長したＧａＮ薄膜について、Ｇ−ＧＩＸＤによる構造解析を行ったので、その結果について述べる。
【０１７５】
図２２にＧａＮ薄膜の面内・面外回折点における逆格子マッピング測定の結果を示す。
【０１７６】
非常に強度が強く、鋭いピークが観察された。これは、成長したＧａＮ薄膜の結晶性は優れているためであると考えられる。
【０１７７】
表４にこれらの逆格子マッピングから得られたａ軸およびｃ軸方向の格子定数の値を示す。
【０１７８】
この表からも分かるとおり、ＭｎＯ上に直接成長したＧａＮ薄膜はａ軸、ｃ軸方向ともに圧縮歪みを受けていることが分かる。
【０１７９】
【表４】

次に、基板の熱膨張係数を考慮して、ａ軸方向の歪みについて説明する。
【０１８０】
今仮に成長温度でＧａＮ薄膜の歪みが完全に緩和し、冷却過程において転位の運動がまったく起こらないと仮定すると、室温におけるＭｎＯ上ＧａＮのａ軸方向の格子定数は３．１２５Åと計算される。ＭｎＯ基板の熱膨張係数には、３．４５×１０^−５Ｋ^−１を用いた。この計算値は、Ｇ−ＧＩＸＤにより得られた格子定数と大きく異なっている。この原因として、基板と薄膜の大きな熱膨張係数差によって、冷却過程においても薄膜中に新たなミスフィット転位の導入が起こり、それによって歪みが緩和されていることが予想される。
【０１８１】
また、ｃ軸方向における圧縮歪みについては、やはりｂｕｌｋのＨｏｏｋｅの法
則からは説明できず、薄膜中における格子欠陥や転位の存在、ｓｔｏｉｃｈｉｏｍｅｔｒｙおよび、ＧａＮ薄膜の表面における解析であること、などが原因であると考えられる。
【０１８２】
上記を考慮して、本発明は、ＭｎＯ基板上にＩＩＩ　族窒化物を以下のように成長させるようにした。
【０１８３】
ＭｎＯ基板表面に、図１及び図３に示すように、コロイダルシリカ６によるＣＭＰ基板研磨と、この研磨された基板１２の超高真空中でのアニールを施し、この基板１２上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成し、その基板１２の表面にレーザーＭＢＥ法によりＡｌＮ層を成長させ、このＡｌＮ層上にＧａＮ層を形成する。
【０１８４】
次に、ＭｎＯ基板をＰＬＤチャンバ１０に導入し、成長中はＮ_２ガスを導入し、窒素圧を１．０^−５から１０^−２Ｔｏｒｒに保ち、基板温度を７００〜８００℃とし、ターゲット１１には金属ＧａおよびＡｌＮの焼結体を用いて前記ＡｌＮ層およびＧａＮ層を成長させる。
【０１８５】
前記パルスレーザーは２４８ｎｍ、０．１〜１０Ｊ／ｃｍ^２，２〜１５Ｈｚのエキシマレーザーを用いる。
【０１８６】
上記したように、本発明によれば、レーザーＭＢＥ法という新しい成長手法をＩＩＩ　族窒化物結晶成長に適用することにより、従来の成長手法であるＭＯＣＶＤ法やＭＢＥ法では成長が困難であった、ＮＧＯ、フェライトＭｎＯ、ＬＧＯ等の新規基板上に、良質なＩＩＩ　族窒化物薄膜をエピタキシャル成長させることに成功した。
【０１８７】
これらの成果によって、サファイア基板を用いている際に問題とされてきた、ＩＩＩ　族窒化物との格子ミスマッチが大きく、良質な薄膜が得られない、絶縁体でありデバイス作製工程が複雑になる、非常に硬く加工が容易でない、レーザー作製の際に劈開が出来ない、大面積を有する基板が得られない、といった数々の点の解決が期待される。それに伴い、デバイス作製時およびコスト面における大きな改善が見られ、ＩＩＩ　族窒化物系のデバイスは、現在に比べて、より一層の発展を遂げるであろう。
【０１８８】
基板と薄膜の格子ミスマッチが、サファイアに比べて格段に小さい格子マッチング基板については、薄膜中の格子欠陥やミスフィット転位が激減し、それによってＩＩＩ　族窒化物薄膜の結晶品質における格段の向上が見込まれ、ＧａＮ系デバイスにおける更なる長寿命化、高効率化が期待される。また、薄膜がｂｕｌｋ結晶に近づくことで、従来は見られなかった新たな物性が発見される可能性もある。
【０１８９】
ＳｉやＮＧＯなどの新機能デバイスを狙った基板材料については、ＡｌＮを高誘電性の極薄絶縁膜としたデバイスの高集積化や、３次元電子デバイスの作製、ＧａＮ系光デバイスとＳｉ系電子デバイスの融合、および磁性体・強誘電体・超伝導体などの酸化物エレクトロニクスとの集積・融合など、数多くの新機能デバイスが生み出される可能性が期待される。
【０１９０】
これらＧａＮ系デバイスの特性向上のためには、薄膜表面デバイス領域の構造解析が必須であるが、Ｇ−ＧＩＸＤ法を用いることによって、格子定数や歪み量の詳細な解析が実現された。薄膜のデバイス領域における歪み量と、光学・電気特性の相関関係が解明されれば、ＧａＮ系デバイスにおいて結晶中の格子欠陥や転位が１０^７〜１０^９ｃｍ^−２と他の半導体材料に比べてはるかに多いにも関わらず、なぜ非常に良質な発光特性や、１０００時間以上もの長寿命を持つのか、といったＧａＮ系デバイスの特異的な物性の解明について大きなブレイクスルーとなり得る。
【０１９１】
特に、ＰＬＤ法により成長したＩＩＩ　族窒化物薄膜の表面は、格子欠陥やミスフィット転位、ｓｔｏｉｃｈｉｏｍｅｔｒｙの問題などによるものなのか、ｂｕｌｋの単純なＨｏｏｋｅの法則が成り立っていないことが本発明によって明らかになっており、従来の手法では面内・面外の格子歪みを正確に知ることはできなかった。一方、本発明で用いたＧ−ＧＩＸＤ法は唯一、面内・面外における歪み解析を詳細に行うことが可能な手法として、デバイス領域の構造解析に非常に強力なツールとなろう。
【０１９２】
図２３は光学結晶ＬｉＮｂＯ_３上へのＧａＮを成長させることから発展した高集積光演算素子の模式図、図２４はその構造を示す模式図、図２５はそこに実装される半導体レーザーのＲＨＥＥＤ像・ＰＬスペクトルを示す図、図２６はその半導体レーザーの波長に対するスペクトル強度特性図である。
【０１９３】
これらの図において、２０１は光学結晶ＬｉＮｂＯ_３基板、２０２はその光学結晶ＬｉＮｂＯ_３基板２０１に実装される半導体レーザー（ＧａＮ／ＡｌＮ／ＬｉＮｂＯ_３構造）、２０３は酸化物光制御素子、２０４は光半導体検出器（ＩｎＧａＮ）を示している。
【０１９４】
このように、半導体レーザー２０２、光半導体検出器２０４と光学結晶光制御素子２０３を高密度に集積化した光通信制御素子を構築することができる。
【０１９５】
また、これにより、高性能光制御素子や光コンピュータ、磁気ホール素子などが実現する道が開けた。
【０１９６】
なお、本発明は、上記実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨に基づいて種々の変形が可能でありこれらを本発明の範囲から排除するものではない。
【０１９７】
【発明の効果】
以上、詳細に説明したように、本発明によれば、以下のような効果を奏することができる。
【０１９８】
（Ａ）光学結晶上にＧａＮなどの直接遷移型半導体をヘテロエピタキシャル成長させる方法を鋭意研究した結果、レーザーＭＢＥ装置を用いることにより光学結晶基板（ＬｉＮｂＯ_３）上に良質なＧａＮを成長させることができた。
【０１９９】
本発明の特徴は、特に窒素雰囲気下でのエピタキシャル成長が可能となるレーザーＭＢＥ装置を用いることにあるが、ＬｉＮｂＯ_３表面の平坦化とバッファ層として、ＡＩＮ層を設けることにより、従来ハイブリッドであった光集積回路を、モノリシック化することで、現在回路の主役である電子回路を凌駕するような集積化光素子を目指すことができ、高性能光制御素子や光コンピュータが実現することができる。
【０２００】
（Ｂ）また、ＮｄＧａＯ_３基板、（Ｍｎ，Ｚｎ）Ｆｅ_２Ｏ_４基板、ＭｎＯ基板にも同様にＡＩＮ層を介したＧａＮ薄膜を形成することができ、従来ハイブリッドであった光集積回路や磁気的集積素子を、モノリシック化することで、現在回路の主役である電子回路を凌駕するような集積化装置を構築することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例を示す基板の研磨装置の模式図である。
【図２】本発明の実施例を示す基板の研磨のフローチャートである。
【図３】本発明にかかるレーザーＭＢＥ装置の模式図である。
【図４】本発明の実施例を示すＬｉＮｂＯ_３上へＡｌＮバッファー層を有するＧａＮ薄膜の模式図である。
【図５】ＬｉＮｂＯ_３基板とＧａＮ薄膜の配向関係とそのロッキング曲線を示す図である。
【図６】ＧａＮ薄膜表面を観察した図である。
【図７】本発明のＬｉＮｂＯ_３基板上にＡｌＮバッファー層の生成時の窒素分圧特性を示す図である。
【図８】ＧａＮとＬｉＮｂＯ_３が３０°回転した配向関係を示す模式図である。
【図９】ＬｉＧａＯ_２（ＬＧＯ）がｏｒｔｈｏｒｈｏｍｂｉｃの結晶構造を示す図である。
【図１０】ＬｉＧａＯ_２（ＬＧＯ）基板へのＧａＮ成長後のＲＨＥＥＤ像を示す図である。
【図１１】ＧａＮ薄膜の面内・面外回折点におけるＧ−ＧＩＸＤ法による逆格子マッピング測定の結果を示す図である。
【図１２】ＮＧＯの結晶構造を示す図である。
【図１３】ＮＧＯ基板上へのデバイスの融合・集積化の例を示す図である。
【図１４】ＮＧＯ基板上へのＧａＮ成長前と成長後のＲＨＥＥＤ像を示す図である。
【図１５】ＩＰを用いたＧ−ＧＩＸＤ測定の結果のＩＰを用いて得られた回折点を示す　図である。
【図１６】ＮＧＯ（１１０）上に成長したＧａＮ薄膜に対する、典型的な面内回折のスペクトルを示す図である。
【図１７】ＧａＮとＮＧＯ（１１０）面の配向関係を示す模式図である。
【図１８】ＮＧＯ基板上へ２０ｎｍ成長させたＧａＮ薄膜のＡＦＭによる表面観察の結果を示す図である。
【図１９】ＮＧＯ基板上に成長したＧａＮ薄膜のＧＩＸＲカーブを示す図である。
【図２０】ＭｎＯとＧａＮの格子アラインメントを示す図である。
【図２１】ＭｎＯ上に直接成長したＧａＮのＲＨＥＥＤ像を示す図である。
【図２２】ＧａＮ薄膜の面内・面外回折点における逆格子マッピング測定の結果を示す図である。
【図２３】光学結晶ＬｉＮｂＯ_３上へのＧａＮを成長させることから発展した高集積光演算素子の模式図である。
【図２４】高集積光演算素子の構造を示す模式図である。
【図２５】実装される半導体レーザーのＲＨＥＥＤ像・ＰＬスペクトルを示す図である。
【図２６】半導体レーザーの波長に対するスペクトル強度特性図である。
【符号の説明】
１　　光学結晶基板や磁性酸化物基板などの基板
２　　基板の保持具
３　　研磨板
４　　コロイダルシリカ容器
５　　コロイダルシリカ供給ノズル
６　　コロイダルシリカ
１０　　ＰＬＤチャンバ
１１　　ターゲット
１２　　基板
１３　　加熱装置
１４　　ＫｒＦエキシマレーザー
１５　　スクリーン
１６　　ＲＨＥＥＤ装置
１７，１８　　ＴＭＰ（Ｔｕｒｂｏ　Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ　Ｐｕｍｐ）
１９　　Ｎ_２ガス源
２０　　電子ビーム
１０１　　ＬｉＮｂＯ_３基板（０００１）
１０２　　ＡｌＮバッファー層
１０３　　ＧａＮ薄膜（０００１）
１１０　　ＮＧＯ（１１０）基板
１１１　　ＩＩＩ　族窒化物半導体装置
１１２　　超伝導素子
１１３　　磁性体装置
２０１　　光学結晶ＬｉＮｂＯ_３基板
２０２　　半導体レーザー（ＧａＮ／ＡｌＮ／ＬｉＮｂＯ_３構造）
２０３　　酸化物光制御素子
２０４　　光半導体検出器（ＩｎＧａＮ）[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a method and an apparatus for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, particularly on an optical crystal substrate or a magnetic oxide substrate.
[0002]
[Prior art]
Heretofore, there have been references disclosed in the technical field as disclosed below.
[1] J. Ohta, H .; Fujioka, M .; Sumiya, H .; Koinuma, M .; Oshima, J. et al. Cryst. Growth, 225 (2001) 73.
[2] J. Ohta, H .; Fujioka, H .; Takahashi, M .; Oshima, Phys. Stat. Sol. (A), 188 (2001) 497.
[3] J.I. Ohta, H .; Fujioka, H .; Takahashi, M .; Sumiya @ and @ M. Oshima, J. et al. Cryst. Growth @ 233 (2001) 779.
[4] T.I. Ishii et al. , J. et al. Cryst. Growth, 189/190 (1998) 208.
[5] C.I. J. Rawn et al. , J. et al. Cryst. Growth, 225 (2001) 214.
[6] D. Kapolnek et al. , Appl. Phys. Lett. , 67 (1995) 1541.
[7] B. Heying et al. , Appl. Phys. Lett. , 68 (1996) 643.
[8] W.I. Li @ et @ al. , Appl. Phys. Lett. , 69 (1996) 3390.
Although Si and GaAs substrates are very attractive substrate materials from the viewpoint of device fusion, due to their thermal and chemical instabilities, they react with atmospheric gases before thin film growth to form an interface nitride layer. In the conventional MOCVD method and MBE method, it has been difficult to achieve high-quality epitaxial growth.
[0003]
LiGaO₂And MgAlO₃Although oxide substrates such as these have a very good lattice match with Group III nitrides (lattice mismatch is 1% or less), reduction by hydrogen and nitridation by a nitrogen source pose a problem. It is extremely difficult to grow high-quality group III nitrides such as being decomposed. At present, it is said that there is no substrate whose crystal quality exceeds sapphire. Although the sapphire substrate has a large lattice mismatch of about 16%, it has thermal stability and chemical stability. At present, substrate materials for which some growth technologies have been established, such as improvement in crystallinity by using a low-temperature buffer layer, have been established. It is.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, sapphire includes (1) an insulator that complicates the device manufacturing process, (2) extremely hard and difficult to process, (3) a cleavage plane cannot be used during laser fabrication, and (4) a large-area substrate. Has many disadvantages in device fabrication and cost. Therefore, the search for a new substrate to replace sapphire is still considered one of the most important issues.
[0005]
Therefore, the inventors of the present application focused on a growth method called PLD (Pulsed Laser Deposition), which is completely different from the conventional method. In the laser MBE method, since a nitrogen gas is used as a nitrogen source, it is possible to grow nitride in a nitrogen atmosphere, and a nitriding reaction on the substrate surface before growth, which is a problem in the related art, can be suppressed. Therefore, it was considered that a high-quality Group III nitride thin film could be grown on a substrate that could not be used in the conventional technology.
[0006]
Already, the present inventors have found that (La, Sr) (Al, Ta) O₃Attempts have been made to grow group III nitrides on (LSAT) substrates, Mn-Zn ferrite substrates, and Si substrates [1-3].
[0007]
Table 1 shows lattice constants and thermal expansion coefficients of various substrates, AlN and GaN.
[0008]
[Table 1]

As can be seen from Table 1, the lattice mismatch between the LSAT or ferrite substrate and the group III nitride is smaller than that of the sapphire substrate. When a group III nitride was grown on these substrates by using the laser MBE method, it was found that there was no nitrided layer at the interface and that a steep interface could be formed.
[0009]
As described above, the inventors of the present application have examined the possibility of growing Group III nitrides on various substrates by using the laser MBE method. In the present invention, however, as one of the lattice matching substrates, NGO ( NdGaO₃) We focused on the substrate. The NGO substrate is widely used as a substrate for heteroepitaxial growth of magnetic, ferroelectric, and superconductor materials. The use of this substrate as a substrate for lattice matching, such as GaN, is not limited to a lattice matching substrate. There is also an advantage in that it integrates and fuses various optical devices and oxide electronics.
[0010]
Also, this time, it is thought that this technology can realize a new function integrated device in which an optical device based on an oxide and a group III-nitride light emitting device are integrated, and LiNbO as an optical crystal substrate is considered.₃The possibility of GaN growth on the substrate was examined.
[0011]
An optical crystal is a functional oxide having an interaction with light, and specifically refers to an optical switch material, a solid laser material, an optical deflection material, an optical-optical control material, etc. The application in the processing field is expected. Many optical integrated circuits using this optical crystal have been proposed.
[0012]
However, in the conventional method of attaching a semiconductor laser or a semiconductor light receiving / emitting element to an optical integrated circuit substrate, the integration degree is low and the application is very limited.
[0013]
As a result of intensive studies on a method of heteroepitaxially growing a direct transition type semiconductor such as GaN on an optical crystal, the present inventors have found that an optical crystal substrate (LiNbO₃) On which high-quality GaN was successfully grown.
[0014]
Also, MnO, LSAT, MnZn ferrite (Mn, Zn) Fe₂O₄By using a laser MBE apparatus even on a chemically unstable magnetic oxide substrate such as the one described above, high-quality GaN was successfully grown.
[0015]
In view of the above situation, the present invention uses a pulsed laser MBE (PLDMBE) apparatus capable of epitaxial growth under a nitrogen atmosphere,₃And (Mn, Zn) Fe₂O₄By flattening the surface at the atomic level and forming an AIN layer as a buffer layer, the conventional hybrid optical integrated circuit and magnetic integrated device can be monolithic, and the electronic circuit that is the main role of the current circuit can be realized. It is an object of the present invention to provide a method and an apparatus for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, on which an integrated device capable of surpassing the above can be constructed.
[0016]
[Means for Solving the Problems]
The present invention, in order to achieve the above object,
[1] In a method of manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, after polishing a CMP substrate with colloidal silica on the surface of an oxide optical crystal substrate, annealing the polished substrate in an ultra-high vacuum is performed. Forming an atomically flat crystal surface on the substrate, growing an AlN layer using a target on the atomically flattened substrate by a laser MBE method, and forming a GaN layer on the AlN layer. Is formed.
[0017]
[2] The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to [1], wherein the oxide optical crystal substrate is LiNbO.₃It is a substrate.
[0018]
[3] The method of manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to [2], wherein the LiNbO 3 is formed by a PLD method using a liquid Ga metal target.₃The GaN layer is grown at a substrate temperature of 700 ° C. and a nitrogen partial pressure of 0.1 to 100 mTorr.
[0019]
[4] The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to [3], wherein the pulse laser by the PLD method is 248 nm and 0.1 to 10 J / cm.², 2 to 15 Hz.
[0020]
[5] The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to any one of [1] or [4], wherein a GaN element as a semiconductor laser and an oxide are formed on the oxide optical crystal substrate. A light control element and an InGaN element as a light detector are mounted.
[0021]
[6] In a device for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, after polishing a CMP substrate with colloidal silica on the surface of the oxide optical crystal substrate, annealing the polished substrate in an ultra-high vacuum is performed. Means for forming an atomic level flat crystal surface on the substrate, means for growing an AlN layer using a target on the atomic level flattened substrate by laser MBE, Means for forming a GaN layer thereon.
[0022]
[7] An integrated circuit device on an oxide substrate includes an oxide optical crystal substrate manufactured by the manufacturing apparatus for an integrated circuit device on an oxide substrate described in [6], an AlN layer, and a GaN layer. Consists of
[0023]
[8] In a method of manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, a method for manufacturing an NdGaO₃After polishing the CMP substrate with colloidal silica on the surface of the substrate, the polished substrate is annealed in an ultra-high vacuum to form an atomically flat crystal surface on the substrate, and the laser MBE method is used. Growing an AlN layer using a target on the substrate flattened at the atomic level, and forming a GaN layer on the AlN layer.
[0024]
[9] The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to the above [8], wherein after the degreasing cleaning with ethanol and acetone, the NdGaO is removed.₃The substrate is introduced into the PLD chamber, and the base pressure of the PLD chamber is set to 1.0 to 2.0 × 10^-9Torr, nitrogen gas was introduced during growth, and nitrogen pressure was set to 1.0 × 10^-2Torr, and a GaN sintered body is used as a target.
[0025]
[10] In the method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to the above [9], the target is located 5 cm below the substrate, and is ablated by a KrF excimer laser (λ = 248 nm, τ = 20 ns). Its energy density is 3.0 J / cm², The pulse frequency is set to 10 Hz.
[0026]
[11] The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to [10], wherein the growth rate is about 10 nm / h and the temperature of the substrate is set at 750 ° C.
[0027]
[12] In an apparatus for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, NdGaO₃Means for polishing a CMP substrate with colloidal silica on the surface of the substrate, annealing the polished substrate in an ultra-high vacuum to form an atomically flat crystal surface on the substrate, and a laser MBE. Means for growing an AlN layer using a target on the substrate planarized at the atomic level by the method, and means for forming a GaN layer on the AlN layer.
[0028]
[13] The integrated circuit device on the oxide substrate is an NdGaO manufactured by the apparatus for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate described in [12].₃It comprises a substrate, an AlN layer and a GaN layer.
[0029]
[14] In a method of manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, (Mn, Zn) Fe₂O₄After polishing the CMP substrate with colloidal silica on the surface of the substrate, the polished substrate is annealed in an ultra-high vacuum to form an atomically flat crystal surface on the substrate, and the laser MBE method is used. Growing an AlN layer using a target on the substrate flattened at the atomic level, and forming a GaN layer on the AlN layer.
[0030]
[15] The method of manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to the above [14], wherein the AlN layer is grown at room temperature.
[0031]
[16] The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to [14], wherein (Mn, Zn) Fe₂O₄The substrate is introduced into a PLD chamber, and the base pressure of the PLD chamber is reduced to about 10^-10Torr, nitrogen gas was introduced during growth, and nitrogen pressure was set to 1.0 × 10^-2It is characterized by using a sintered body of AlN as the target while keeping the pressure at Torr.
[0032]
[17] The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to [16], wherein the pulse laser by the PLD method is 248 nm, 0.1 to 10 J / cm.², 2 to 15 Hz excimer laser.
[0033]
[18] In an apparatus for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, (Mn, Zn) Fe₂O₄After polishing the CMP substrate with colloidal silica on the surface of the substrate, the polished substrate is annealed in an ultra-high vacuum to form an atomically flat crystal surface on the substrate, and a laser MBE. A means for growing an AlN layer using a target on the substrate planarized at the atomic level by a method, and a means for forming a GaN layer on the AlN layer.
[0034]
[19] The integrated circuit device on the oxide substrate is manufactured by the apparatus for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate described in [18].₂O₄It comprises a substrate, an AlN layer and a GaN layer.
[0035]
[20] In the method of manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, after polishing the CMP substrate with colloidal silica on the surface of the MnO substrate, the polished substrate is annealed in an ultra-high vacuum, A crystal surface flat at the atomic level is formed on the substrate, and an AlN layer using a target is grown on the substrate flattened at the atomic level by a laser MBE method, and a GaN layer is formed on the AlN layer. It is characterized by the following.
[0036]
[21] In the method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to the above [20], the MnO substrate is introduced into the PLD chamber, nitrogen gas is introduced during the growth, and the nitrogen pressure is adjusted to 1.0.^-5From 10^-2The method is characterized in that the AlN layer and the GaN layer are grown using a sintered body of metallic Ga and AlN as a target while maintaining the substrate temperature at 700 to 800 ° C. at Torr.
[0037]
[22] The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to [21], wherein the pulse laser by the PLD method is 248 nm and 0.1 to 10 J / cm.², 2 to 15 Hz excimer laser.
[0038]
[23] In an apparatus for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, after polishing the CMP substrate with colloidal silica on the surface of the MnO substrate, the polished substrate is annealed in an ultra-high vacuum, Means for forming a flat crystal surface at the atomic level on the substrate, means for growing an AlN layer using a target on the substrate flattened at the atomic level by laser MBE, and GaN on the AlN layer. Means for forming a layer.
[0039]
[24] The integrated circuit device on the oxide substrate includes a MnO substrate manufactured by the manufacturing apparatus for an integrated circuit device on an oxide substrate described in [23], an AlN layer, and a GaN layer.
[0040]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail.
[0041]
First, a technique common to various embodiments of the present invention will be described.
[0042]
[A] Surface treatment of substrate
FIG. 1 is a schematic diagram of a substrate polishing apparatus showing an embodiment of the present invention, and FIG. 2 is a flowchart of the substrate polishing.
[0043]
In this figure, 1 is a substrate such as an optical crystal substrate or a magnetic oxide substrate, 2 is a holder for the substrate 1, 3 is a polishing plate, 4 is a colloidal silica container, 5 is a colloidal silica supply nozzle, and 6 is colloidal silica. is there.
[0044]
The holder 2 of the substrate 1 and the polishing plate 3 are rotated by this polishing apparatus, and the substrate 1 is chemically and mechanically polished with the colloidal silica 6.^-9(Torr) to flatten the substrate 1 at the atomic level.
[0045]
Hereinafter, the processing steps of the substrate will be described with reference to FIG.
[0046]
(1) First, rough polishing is performed using a diamond slurry having a particle diameter of 3.0 μm and a grooved copper plate. In this process, the plane of the substrate is set. Next, after lightly washing with ultrapure water, dirt such as wax on the substrate surface is wiped off with acetone. Further, ultrasonic cleaning is performed with ultrapure water for about 20 seconds (step S1).
[0047]
(2) Next, lapping is performed using a diamond slurry having a particle size of 0.5 μm and a polishing cloth. After the polishing, similarly to step S1, the substrate is lightly cleaned with ultrapure water, the substrate surface is lightly wiped with acetone, and ultrasonic cleaning is performed with ultrapure water for about 20 seconds (step S2).
[0048]
(3) Next, CMP (chemical mechanical polishing) is performed using colloidal silica (pH 9.8). If the CMP is performed for an excessively long time, the substrate surface is damaged by the alkali and is damaged. Therefore, about 5 minutes is appropriate. In addition, since the silica fine particles are easily aggregated, they are sufficiently rinsed with pure water after polishing. If ultrasonic cleaning is performed after polishing, fine pits are formed, so that ultrasonic cleaning is not performed here (step S3).
[0049]
(4) Finally, in an ultra-high vacuum (10^-9Torr) is performed (step S4).
[0050]
What is important in the surface treatment of this substrate is that it is important that the average roughness is 10 ° or less with an atomic force microscope.
[0051]
[B] Laser MBE device
FIG. 3 is a schematic diagram of a laser MBE apparatus according to the present invention.
[0052]
In this figure, 10 is a PLD chamber, 11 is a target (here, an AlN sintered body, but in the subsequent processes, a GaN sintered body or liquid Ga metal), 12 is a substrate, 13 is a heating device, and 14 is a KrF excimer. Laser (248nm, 3J / cm², 2-15 Hz), 15 is a screen, 16 is a RHEED device, 17 and 18 are TMP (Turbo Molecular Pump), 19 is N₂The gas source, 20 is an electron beam.
[0053]
The PLD chamber 10 is connected to a photoelectron spectroscopy (XPS) device and a III -V compound semiconductor molecular beam epitaxy (MBE) device in an ultra-high vacuum to form a multilayer structure such as nitride and GaAs. In addition, the state of the sample surface and the interface can be evaluated by the chemical bond state analysis. Laser MBE system base pressure is 1.0 ~ 2.0 × 10^-9Torr.
[0054]
[C] PLD (Pulsed Laser Deposition) MBE method
In the PLD method, a laser beam having a pulse width of 20 to 30 ns is applied to a lens by a lens at 0.1 to 10 J / cm.²And focuses on the target in the vacuum chamber through the entrance window to evaporate and ablate about 10 nm of the target surface. The emitted particles of neutral atoms, molecules, ions, etc. having energy of 10 to 100 eV form light emitting columns called plumes and condense on the opposing moderately heated substrate to form a thin film.
[0055]
As an advantage of the PLD method, a clean film formation atmosphere can be obtained because the apparatus configuration is simple and the vacuum chamber does not include a heating evaporation source or a plasma generator.
[0056]
Further, a heterostructure or a superlattice can be easily formed only by exchanging the target.
[0057]
Further, since all components can be ablated instantaneously even with a material having a high melting point such as an oxide, a film with less composition deviation can be deposited. In particular, ultraviolet light has a shallower penetration depth into the target than infrared light or visible light and is absorbed in a minute region on the surface, so that a vaporized component decomposed into one atom is generated.
[0058]
The PLD method has an important merit not only in the above technical features but also in controlling the growth process of the oxide thin film. In the MBE method in which the metal raw material is supplied to the substrate surface in a molecular beam state, the oxidation reaction occurs only on the surface or in the vicinity of the surface, and tends to be a kinetic-controlled reaction controlled by the supply of oxygen. On the other hand, in the PLD method using an oxide as a target, mainly oxidized molecules and ions collide with the substrate surface with high kinetic energy, so that by controlling the substrate surface temperature and atmosphere, a highly crystalline structure close to thermal equilibrium can be obtained. Has a high degree of freedom to be relaxed even to a dynamics dominated non-equilibrium structure.
[0059]
In terms of the free energy change in the surface process, it is considered that adsorbing in an oxidized state is advantageous for forming a thin film having a better crystallinity with a smaller energy difference from the oxide to be formed.
[0060]
[D] Evaluation method and device
[Photoelectron spectroscopy (XPS)]
XPS is one of the representative surface analyzers and is used for analyzing elemental and chemical bond states in a depth region of several nm from the surface of a solid. Further, by performing measurement while etching with Ar ions or the like, it is possible to analyze a surface from which contaminants on the outermost surface have been removed and a depth direction down to a submicron order. X-ray photoelectron analysis and ion sputtering are alternately repeated to track the change in the spectrum, thereby obtaining information on the composition change in the depth direction of the sample.
[0061]
Samples can be analyzed as long as they are stable in vacuum, but most are solid samples. It is used for a wide range of objects, such as metals, semiconductors, ceramics, and polymer materials. However, in the case of insulators, the sample is charged during the measurement, so it is necessary to devise measures such as irradiating slow electrons.
[0062]
In addition, macromolecules and the like may be damaged by X-rays, and caution is required for analysis. In particular, in a sample containing a so-called hetero element such as halogen or nitrogen, it is necessary to pay close attention to the fact that such an element often desorbs or changes its chemical state during measurement. If necessary, the sample may be cooled before measurement.
[0063]
The steepness of the interface between the substrate and the epitaxial film in heteroepitaxial growth of a semiconductor crystal becomes very important when application to a device is considered. Therefore, XPS can be used to examine the state of the interface of the grown sample and to advance the research on the initial growth process in detail.
[0064]
Excited X-rays having a relatively low energy such as Kα of Al or Mg are often used. An energy analyzer is a device for measuring the kinetic energy of electrons using an electric field, and is a concentric cylinder (CMA) or a concentric hemisphere ( CHA).
[0065]
When the surface of a solid sample is irradiated with a soft S ray (Al @ Kα ray or MgKα ray) having a specific energy in a high vacuum, electrons (photoelectrons) are emitted from the sample by a photoelectric effect. This is guided to an analyzer, and detected as a spectrum divided by the kinetic energy of electrons. Since X-rays penetrate from the sample surface to several μm, photoelectrons are also emitted from a deep region, but are not detected as peaks because they lose kinetic energy due to inelastic scattering before reaching the sample surface. Becomes the background.
[0066]
Without photoelastic scattering, only photoelectrons in a depth region of several nm that escaped from the sample surface (depending on kinetic energy, but approximately several nm to several tens of nm) are detected as peaks and used for analysis. The horizontal axis of the spectrum is represented by the electron binding energy. The binding energy (Eb) is the energy (E₀) To the kinetic energy of photoelectrons (E_k) (To be exact, there is an energy loss by the work function of the surface).
[0067]
E_b= E₀-E_k
Since the inner shell electrons of various atoms have a specific binding energy, the type of element can be determined from the detected binding energy of the electron, and the ratio of the element can be determined from the signal intensity. The detectable elements are from Li to U. The detection limit varies depending on the element, but is about 0.1%.
[0068]
Further, when the chemical bonding states of various elements are different, the binding energy slightly changes, and the peaks are separated and detected. The binding energy has a value determined in principle by the kind of the atom and the orbit of the electron. However, when the atom forms a compound or a crystal lattice, the value slightly changes as compared with a free state. This is called "chemical shift" and gives important information to know the partner of chemical bond.
[0069]
X-ray photoelectron spectroscopy can use this chemical shift to know not only the type of element but also the chemical state. In other words, this makes it possible to analyze functional groups of organic substances (quantification of CO and C = O, etc.) and analysis of oxidation states of inorganic substances (quantification of metal and oxidation states). Depth direction analysis by Ar ion etching is effective for inorganic substances whose state hardly changes by ion irradiation.
[0070]
[Photoluminescence measurement (PL)]
Photoluminescence (PL) is light emitted when electrons in a semiconductor excited by light return to an original energy state while emitting energy. A familiar example is the CRT of a television. A cathode ray tube is a device that utilizes the fact that a phosphor emits luminescence by an electron beam.
[0071]
The measuring device of the present invention is a system for dispersing the luminescence by a spectroscope and measuring the spectrum by a CCD light receiving element. By examining the PL spectrum, it is possible to examine not only the optical characteristics of the semiconductor thin film, but also the crystal quality and impurities contained therein.
[0072]
In the present invention, the optical characteristics of the GaN thin film were evaluated by the PL method.
[0073]
Hereinafter, various embodiments will be sequentially described.
[0074]
First, a first embodiment of the present invention will be described.
[0075]
Here, LiNbO as an optical crystal substrate using a laser MBE method is used.₃The growth of a GaN thin film as a Group III nitride thin film thereon will be described.
[0076]
GaN growth is 10^-5-10^-2The test was performed at a substrate temperature of 700 ° C. in a nitrogen atmosphere of Torr. In addition, AlN was used as the interface buffer layer. Metal Ga and AlN sintered bodies were used as targets. A KrF excimer laser (248 nm, 20 ns) was used as an excitation source at 3 J / cm.², 15 Hz.
[0077]
For the evaluation of the obtained thin film, a reflection high-speed electron diffraction method (RHEED), a grazing incidence X-ray reflectivity method (GIXR), a high-resolution X-ray diffraction method (HRXRD) and the like were used.
[0078]
Hereinafter, LiNbO as an optical crystal substrate₃The growth of the Group III nitride thin film thereon will be described in detail.
[0079]
First, the group III nitride thin film will be described.
[0080]
GaN-based wide-gap III-nitride semiconductors have come into practical use as blue and green light-emitting diodes. In addition, it has excellent properties such as a high dielectric breakdown electric field, a high electron saturation drift velocity, and the ability to use a two-dimensional carrier gas by a heterojunction. Promising as a material for high-power transistors and the like, active research is underway. Table 1 shows the general properties of GaN and AlN.
[0081]
Shortening the wavelength of a semiconductor laser is a key technology for realizing high performance of information processing equipment. In particular, in optical memory applications, the contribution of the light source wavelength to the increase in density is large. GaN-based compound semiconductors are materials capable of laser oscillation in the blue to ultraviolet region, and device development is being pursued for the purpose of application to high-density optical memories and the like.
[0082]
The optical crystal refers to an oxide single crystal having an active function interacting with light. The characteristic of the optical crystal material in the current field of optoelectronics is so-called functionality in which the interaction between optical properties and various external factors is large. The technical field of optoelectronics is a wide range of optical applications such as optical communication, display, recording, measurement, and light control by light, and new optical crystals are being cultivated one after another, and the crystal optics required for them are deeply involved.
[0083]
Next, LiNbO₃Will be described.
[0084]
This is the most versatile and most useful LiNbOx in optical crystals.₃A substrate (properties are shown in Table 2) was used. Although the (0001) plane was used for the plane orientation, this is in consideration of symmetry, and (11-20) planes and (10-10) planes can be considered. However, the Li atom is the center of the tetrahedral structure. Therefore, it is asymmetric such that the length between Li and Nb is different on the same plane.
[0085]
[Table 2]

Next, the MBE (Molecular Beam Epitaxy) method will be described.
[0086]
As shown in FIG. 3, the substrate 12 is placed in an ultra-high vacuum, heated to several hundred degrees, and the substances to be deposited are placed in separate crucible-shaped containers (cells) and heated. Alternatively, a crystal is grown by irradiating a laser 14 to the sintered target 11 to evaporate and sublimate a substance to be deposited and supplying the substance to the clean surface of the substrate 12 as a gas phase. In this method, since the degree of vacuum is high, the mean free path of the molecules in the gas phase becomes 1000 km or more, and the molecules that have jumped out of the crucible container reach the substrate 12 without colliding with each other.
[0087]
The main features are:
(1) Unlike the ordinary vacuum evaporation method, the MBE method uses an ultra-high vacuum. Therefore, no residual impurities (carbon, oxygen, water and its compounds) in the chamber adhere to the substrate surface, and once the substrate surface is cleaned, the cleaned surface can be maintained for an extremely long time (104 to 105 seconds). Therefore, not only can an epitaxial single crystal be grown on the substrate, but also a high-purity crystal can be obtained because impurities are taken in very little even if the growth rate is reduced.
[0088]
(2) Since the growth rate can be extremely slow (0.1 to several μm / hr) and the growth mode is two-dimensional in many semiconductor materials, the film thickness can be controlled at the atomic level. is there. Further, since the substrate temperature at which such a growth mode can be realized is lower than that of other growth methods, a sharp hetero interface can be realized.
[0089]
(3) By controlling the mechanical shutter and the temperature of each cell in each evaporation source cell, the composition distribution of the mixed crystal in the growth direction and the impurity doping distribution can be arbitrarily controlled with high precision. Therefore, a semiconductor heterostructure having an almost arbitrary band profile in the growth direction can be manufactured.
[0090]
(4) In MBE, the attachment of atoms on a substrate hardly depends on thermodynamic equilibrium. Therefore, compounds between elements whose vapor pressure at a certain temperature or adhesion probability to a substrate are significantly different are separated by a thermodynamic method. It can be grown with a composition that is significantly out of equilibrium.
[0091]
(5) By observing the growth surface in situ using various analysis techniques during crystal growth, various information on the growth mechanism can be obtained and can be fed back to the control of growth. In particular, reflection high energy electron diffraction (RHEED) is the most widely used and very useful in-situ means of in-growth growth from the earliest stages of MBE development to the present.
[0092]
(6) The MBE method has excellent features such as simplicity of its principle, high quality of the obtained crystal, controllability of the film thickness at the atomic level, and in-situ observation ability. It can be used to search for various artificial materials, such as insulators, superconductors, magnetic materials, or artificial lattices and composite heterostructures combining them.
[0093]
Hereinafter, LiNbO₃The formation of Group III nitride on the above will be described.
[0094]
GaN, which is resistant to crystal defects, is used as a semiconductor material for heteroepitaxial growth on an oxide substrate, and LiNbO, which has a high electromechanical coupling constant, is used as an oxide light control element material.₃Is suitable.
[0095]
As described above, LiNbO₃Since the substrate surface is easily nitrided, high-quality GaN cannot be obtained by MOCVD or MBE.
[0096]
Therefore, in the present invention, it has been considered that a good-quality GaN thin film can be grown even on a chemically unstable oxide substrate by using the PLD method in which the reaction proceeds in a nitrogen atmosphere.
[0097]
In the present invention, such LiNbO₃An AlN buffer layer was formed for the purpose of reducing the defect level of the upper GaN thin film.
[0098]
FIG. 4 shows the LiNbO₃FIG. 3 is a schematic diagram of a GaN thin film having an AlN buffer layer thereon.
[0099]
In this figure, 101 is LiNbO₃The substrate (0001) and 102 are an AlN buffer layer formed thereon, and 103 is a GaN thin film (0001) formed thereon.
[0100]
Figure 5 shows the LiNbO₃2 shows an orientation relationship between a substrate and a GaN thin film and a rocking curve thereof. Here, the horizontal axis indicates the angle 2θ (degrees), and the vertical axis indicates the intensity (relative unit). In this figure, a shows the case where there is no AlN buffer layer (half width is 1.5 °), and b shows the case where there is an AlN buffer layer (half width is 0.72).
[0101]
From this figure, it can be seen that the insertion of the AlN buffer layer 102 significantly improves the crystallinity.
[0102]
Next, the surface of the GaN thin film is observed as shown in FIG. FIG. 6A shows the case without the AlN buffer layer (RMS is 17.9 nm), and FIG. 6B shows the case with the AlN buffer layer (RMS is 0.64 nm). Thus, it can be seen that the growth mode has changed from three-dimensional growth to two-dimensional growth, and that the flatness has been improved by inserting the AlN buffer layer.
[0103]
Further, the nitrogen partial pressure of the laser MBE apparatus was optimized.
[0104]
That is, FIG. 7 is a diagram showing the nitrogen partial pressure characteristics during the formation of the AlN buffer layer, where a is the low pressure AlN buffer layer (nitrogen partial pressure 0.1 mTorr), and b is the high pressure AlN buffer layer (nitrogen partial pressure 10 mTorr). In this case, the high-pressure AlN buffer layer was found to emit stronger band-edge emission.
[0105]
As is evident from the above, LiNbO 3 is obtained by the PLD method.₃Epitaxial growth of a GaN thin film having an AlN buffer layer thereon could be performed.
[0106]
From the above, the following points are given.
[0107]
(1) GaN and LiNbO₃Has an orientation relationship rotated by 30 ° as shown in FIG. At this time, the lattice mismatch is as small as 7%. That is, it has the following in-plane orientation relationship.
[0108]
LiNbO₃(0001) // GaN (0001)
LiNbO₃(11-20) // GaN (10-10)
(2) The crystallinity was greatly improved by inserting the AlN buffer layer.
[0109]
(3) By optimizing the oxygen partial pressure, it was possible to obtain a GaN thin film exhibiting good optical characteristics with almost no defect level emission.
[0110]
In addition, LiNbO₃LiTaO in which Nb is replaced by Ta as a substance having the same properties as₃There is. That is, LiNbO₃Are a = 5.1482 ° and c = 13.857 °, but LiTaO₃Are a = 5.1509 ° and c = 13.773 °, and the lattice constants are substantially the same.₃It is needless to say that the application using the substrate as a substrate is possible.
[0111]
Next, a second embodiment of the present invention will be described.
[0112]
In this embodiment, (Mn, Zn) Fe as an oxide substrate using a laser MBE method is used.₂O₄Room temperature epitaxial growth of an AlN thin film as a Group III nitride thin film thereon will be described.
[0113]
The growth of the AlN thin film has a back pressure of 10^-10This was performed using Torr PLD devices. A sintered body of AlN (purity 99.9%) was used as a target, and N 2 was used as an atmosphere gas.₂Was introduced at 10 mTorr. (Mn, Zn) Fe₂O₄The growth temperature was from room temperature to 700 ° C. using (111). A KrF excimer laser (248 nm, 20 ns) was used as an excitation source at 3 J / cm.²And 10 Hz. Evaluation of the obtained thin film was performed by using reflection high-speed electron diffraction (RHEED), atomic force microscope (AFM), high-resolution X-ray diffraction (HRXRD), grazing incidence X-ray reflectivity (GIXR), and the like.
[0114]
Next, the growth of the group III nitride thin film on the LGO substrate will be described in detail.
[0115]
LiGaO₂(LGO) has an orthohombic crystal structure as shown in FIG. 9 (reference [4]), and its (001) plane has a very good lattice mismatch with GaN of 1% or less, so that the lattice matching substrate The growth of a high-quality GaN thin film is expected (references [4] and [5]).
[0116]
However, in conventional growth methods such as MOCVD and MBE, nitridation of the substrate by an active nitrogen source still becomes a problem, and it has been difficult to grow Group III nitrides. Recently, the present inventors have succeeded in directly growing GaN on an LGO substrate by using the PLD method. Here, the result of the G-GIXD measurement will be described.
[0117]
The growth was performed using the PLD method. A liquid Ga metal target was used as the target, and a growth temperature of 700 ° C. and N₂The pressure is 100 mTorr, and the pulse frequency of the laser is 15 Hz. FIG. 10 shows an RHEED image after GaN growth. A very sharp diffraction image was obtained, indicating that a good quality GaN thin film was epitaxially grown.
[0118]
FIG. 11 shows the results of reciprocal lattice mapping measurement by the G-GIXD method at in-plane and out-of-plane diffraction points of the GaN thin film.
[0119]
From this figure, a very strong and sharp peak was observed. This is probably because the grown GaN thin film has excellent crystallinity.
[0120]
Table 3 shows lattice constant values in the a-axis and c-axis directions obtained from reciprocal lattice mapping. From this result, it can be seen that the GaN thin film grown on LGO has undergone compressive strain in both the a-axis and c-axis directions.
[0121]
[Table 3]

Also, LGO has a different lattice length depending on the crystal orientation due to its crystal structure, and there is a possibility that some correlation between the strain amount of the GaN thin film and the crystal orientation can be seen. In order to investigate this, the result of similarly changing the incident azimuth of X-rays by 60 ° and 120 ° and taking reciprocal lattice mapping is also shown in FIG.
[0122]
The lattice constants obtained from the reciprocal lattice mapping are also summarized in Table 3 above. According to Table 3, a slight change was observed in the amount of distortion in the a-axis direction when rotated by 60 °. This is considered because the stress from the LGO substrate to the GaN thin film differs depending on the crystal orientation.
[0123]
In addition, a 2TH scan in the in-plane direction was also performed while changing the incident angle of the X-ray. However, almost no change was observed in the diffraction angle, and the dependence of the strain amount on the depth could not be confirmed. This result suggests that the lattice mismatch between the substrate and the thin film is very small, and that the very thin film is in the initial growth stage, so that dislocations enter the film almost completely and there is no strain distribution. It is considered to indicate.
[0124]
Thus, it has been found that the use of the G-GIXD method enables a detailed strain analysis of the group III nitride thin film on various substrates. In particular, the III-nitride thin film grown by the PLD method does not satisfy the simple Hooke's law applied to the bulk crystal. Therefore, the Poisson ratio is used to determine the lattice constant in the c-axis direction from the lattice constant in the a-axis direction. Can not do it. Therefore, in order to accurately determine the in-plane and out-of-plane distortion amounts on the thin film surface, there is no alternative but to directly determine the in-plane and out-of-plane diffraction by the G-GIXD method.
[0125]
As described above, the G-GIXD method was proved to be a very powerful technique in the structural analysis of the surface of the group III nitride thin film grown by the PLD method.
[0126]
In addition, relatively many papers have been found on the analysis of lattice constant and strain of a GaN crystal by in-plane / out-of-plane reciprocal lattice mapping measurement using a four-axis diffractometer. For out-of-plane diffraction, high-order surfaces such as (20-24) are used, and the incident angle is large. Therefore, analysis on the thin film surface, which is a feature of the G-GIXD method, is not performed. The reciprocal lattice mapping measurement and its analysis are very helpful (references [6]-[8]).
[0127]
Next, NdGaO₃The growth of group III nitride on an (NGO) substrate will be described.
[0128]
Recently, Okakiki et al. Neodygallate NdGaO₃(NGO) was shown to be suitable as a substrate for GaN growth. This is because the NGO (011) plane is very close in lattice length and symmetry to the hexagonal GaN (0001) plane, and a high-quality GaN thin film can be expected to grow using NGO as a substrate.
[0129]
However, as described above, in the growth by MOCVD or MBE, highly reactive ammonia or N₂It is known that the use of plasma causes the NGO substrate to be nitrided before growth, thereby neglected advantages such as lattice matching. The use of NGO as a substrate is advantageous in that it integrates and fuses an optical device such as GaN with oxide electronics, in addition to being a lattice matching substrate.
[0130]
FIG. 12 is a diagram showing a crystal structure of NGO, and FIG. 13 is a diagram showing an example of fusion and integration of devices on the NGO substrate.
[0131]
The NGO substrate 110 is widely used as a substrate for heteroepitaxial growth of a magnetic / ferroelectric / superconductor material by mounting a group III nitride semiconductor device 111, a superconducting element 112, and a magnetic device 113. .
[0132]
Therefore, if GaN can be grown on the NGO substrate 110, it is expected to develop a new type device in which all the characteristics of semiconductor, magnetic material, ferroelectric material, and superconductor are integrated on one chip. Is done.
[0133]
However, there has been no report that GaN was grown on the NGO (110) plane. Therefore, the present inventors can grow a high-quality Group III nitride on a chemically and thermally unstable substrate such as NGO by using the laser MBE method like other substrates. We thought that it was possible and tried to grow GaN on the NGO substrate using the laser MBE method.
[0134]
GIXD, GIXR, RHEED, and AFM measurements were performed on the GaN grown on the NGO (110) substrate and on the GaN thin film after the growth.
[0135]
The NGO crystal has an orthohombic crystal structure as shown in FIG. 12, and the symmetry of the (110) plane is significantly different from that of (011). The GaN thin film was grown on NGO (110) by the PLD method. After the degreasing cleaning with ethanol and acetone, the NGO substrate was introduced into the PLD chamber.
[0136]
Chamber base pressure is 1.0 ~ 2.0 × 10^-9Torr and N during growth₂Gas (99.9999% purity) was introduced, and the nitrogen pressure was set to 1.0 × 10^-2Torr. A GaN (99.99%) sintered body was used as a target. The target is located 5 cm below the substrate and is ablated by a KrF excimer laser (λ = 248 nm, τ = 20 ns). Energy density is 3.0 J / cm²And the pulse frequency was set to 10 Hz. GaN was directly grown on the NGO substrate without using the AIN and GaN buffer layers. Although the growth rate is about 10 nm / h, which is a very low rate, this relatively slow growth rate was selected to examine the initial stage of growth. The substrate temperature was set at 750 ° C.
[0137]
After the growth, the surface of the thin film was observed in-situ by RHEED (25 keV). After taking out from the chamber, the surface morphology was observed by tapping mode AFM.
[0138]
GIXD and GIXR measurements were performed using an advanced \ thin \ film \ X-ray (ATX) system from Rigaku Denki. X-ray light source is CuKα₁(Λ = 1.5405 °). The angle of incidence was selected to be 0.25 ° which is less than the total reflection condition of GaN. In addition, G-GIXD measurement using an IP (image plate) was performed at the synchrotron radiation facility BL-3A. In this measurement, we confirmed the mixture of cubic layer and double domain. The setup of the G-GIXD measurement will be described later. The wavelength of the X-ray was set to 0.9 °, and the incident angle was set to 0.1 to 0.2 which was equal to or less than the total reflection condition.
[0139]
FIGS. 14A and 14B show RHEED images before and after GaN growth.
[0140]
Before the growth, the contaminant layer on the surface is removed by annealing, and a sharp streak pattern as shown in FIG. FIG. 14B is an RHEED image after GaN growth. The film thickness after growth is about 10 nm, and the incident direction of the electron beam is GaN [0001].
[0141]
Since a clear spot pattern is shown, it can be seen that GaN is epitaxially grown and the growth mode is three-dimensional growth. When electron beams were incident from various directions and the pattern change was carefully observed, it was found that hexagonal GaN (11-20) had grown on the NGO (110) plane. In general, it has been found that GaN is easily oriented in the (0001) plane. In the image, the crystal plane indicated by each spot is shown.
[0142]
Here, G-GIXD measurement using IP will be described.
[0143]
G-GIXD measurement using IP was performed in order to examine the mixture of the cubic-GaN layer and the double domain layer.
[0144]
FIG. 15 shows diffraction points obtained using IP.
[0145]
Except for the diffraction points surrounded by two circles, diffraction is from the NGO substrate. The two diffraction points with circles were found to be diffractions from the (10-10) plane and the (11-20) plane of hexagoanl-GaN, respectively. These diffraction points are consistent with those expected when the orientation relationship between NGO and GaN is assumed to be the orientation relationship expected by RHEED. Therefore, it can be seen that only the hexagonal GaN (11-20) plane is grown on the NGO (110) substrate, and no cubic-GaN layer or double domain layer exists.
[0146]
Next, the GIXD measurement will be described.
[0147]
FIG. 16 shows a typical in-plane diffraction spectrum for a GaN thin film grown on NGO (110). The two strong peaks at 32.78 ° and 68.74 ° are diffraction from the NGO (2-22) and (4-44) planes. The peak seen at 34.54 ° is a diffraction peak from the GaN (0002) plane.
[0148]
From this result, the in-plane epitaxial relationship is [0001]_GaN// [1-11]_NGOIt turns out that it is. When the lattice constant of the GaN thin film in the [0001] direction was calculated from the diffraction angle using the Bragg equation, the value was found to be 5.19 °.
[0149]
This value is very close to the lattice constant (5.185 °) of the bulk GaN crystal, and the strain amount is 0.1% or less. A similar experiment was performed on the GaN (1-101) plane, and it was found that the lattice constant was very close to the bulk value.
[0150]
From these results, it is considered that the GaN thin film grown on the NGO (110) plane is stoichiometric, and the strain in the plane is almost alleviated.
[0151]
FIG. 17 is a schematic diagram showing the orientation relationship between GaN and the NGO (110) plane.
[0152]
The lattice mismatches in the NGO [-111] and [1-11] directions are calculated to be 0.97% and -4.86%, respectively. These mismatch amounts are very small compared to the lattice mismatch amount (about 16%) with sapphire, which is a typical GaN growth substrate. The fact that this mismatch is small explains well that GaN was grown in such an orientation relationship and that the amount of strain was small.
[0153]
Next, surface observation by AFM will be described.
[0154]
FIG. 18 is a diagram showing the result of surface observation by AFM of a GaN thin film grown to 20 nm.
[0155]
The GaN surface has an island-like structure, and its average size is 40 nm. The RMS value of the surface roughness was 2.63 nm. From this result, it is considered that the thin film has grown three-dimensionally, which is consistent with the result of RHEED observation. It was also found that the grain size tends to increase as the film thickness increases.
[0156]
Next, evaluation of the interface between the substrate and the thin film by GIXR will be described.
[0157]
FIG. 19 is a diagram showing a GIXR curve of a GaN thin film grown on an NGO substrate.
[0158]
As can be seen from this figure, clear X-ray interference fringes were confirmed at the interface between the GaN layer and the NGO substrate. When a theoretical fitting using a two-layer model of GaN / NGO was performed on the curve obtained by the experiment, a good fitting result as shown by a solid line in the figure was obtained.
[0159]
From the fitting parameters, it was found that the GaN / NGO interface had a roughness of 0.5 nm and a surface roughness of 1.2 nm. The surface roughness almost coincides with the result (1.7 nm) obtained by AFM observation. Further, it was found that the interface was very steep without a nitrided layer or the like.
[0160]
In view of the above, in the present invention, a group III nitride is grown on an NGO substrate as follows.
[0161]
NdGaO₃As shown in FIGS. 1 and 3, a CMP substrate is polished by colloidal silica 6 on the surface of the substrate, and the polished substrate 12 is annealed in an ultra-high vacuum. A surface is formed, an AlN layer is grown on the surface of the substrate 12 by a laser MBE method, and a GaN layer is formed on the AlN layer.
[0162]
In the growth, NdGaO was used after degreasing and washing with ethanol and acetone.₃The substrate is introduced into the PLD chamber 10, and the base pressure of the PLD chamber 10 is 1.0 to 2.0 × 10^-9Torr and N during growth₂Gas was introduced and nitrogen pressure was set to 1.0 × 10^-2Torr, and the target 11 is a GaN sintered body.
[0163]
The target 11 is located 5 cm below the substrate 12, is ablated by a KrF excimer laser 14 (λ = 248 nm, τ = 20 ns), and has an energy density of 3.0 J / cm.²And the pulse frequency was set to 10 Hz.
[0164]
Further, the growth rate was set to about 10 nm / h, and the temperature of the substrate was set to 750 ° C.
[0165]
Next, the growth of the group III nitride on the MnO substrate will be described.
[0166]
MnO has a lattice constant very close to that of a group III nitride thin film, and from the viewpoint that if a group III nitride can be grown on this substrate, a very good group III nitride thin film may be obtained. , A new substrate being studied.
[0167]
MnO has a NaCl-type crystal structure and its lattice constant is 4.4448 °. Therefore, the 111 plane of MnO has six symmetries, and has a very small lattice mismatch with group III nitride.
[0168]
FIG. 20 shows a lattice alignment between MnO and GaN.
[0169]
As can be seen from this figure, the lattice mismatch is very small, about 1.6%. However, MnO is thermally and chemically unstable, and it has been difficult to grow group III nitrides by a conventional growth method because of problems such as substrate nitridation and decomposition before growth.
[0170]
Thus, the present inventors have overcome these problems by using the PLD method, and have succeeded in growing a group III nitride on MnO for the first time.
[0171]
FIG. 21 shows a RHEED image of GaN directly grown on MnO.
[0172]
As can be seen from this figure, a sharp streak-like diffraction image is seen, and a three-fold period diffraction image indicating that 3 × 3 surface reconstruction has occurred is also seen.
[0173]
Therefore, it can be seen that a very good quality GaN thin film was obtained.
[0174]
Next, a GaN thin film directly grown on MnO was subjected to structural analysis by G-GIXD, and the results will be described.
[0175]
FIG. 22 shows the results of reciprocal lattice mapping measurement at in-plane and out-of-plane diffraction points of the GaN thin film.
[0176]
A very strong and sharp peak was observed. This is probably because the grown GaN thin film has excellent crystallinity.
[0177]
Table 4 shows lattice constant values in the a-axis and c-axis directions obtained from the reciprocal lattice mapping.
[0178]
As can be seen from this table, it can be seen that the GaN thin film directly grown on MnO is subjected to compressive strain in both the a-axis and c-axis directions.
[0179]
[Table 4]

Next, the distortion in the a-axis direction will be described in consideration of the thermal expansion coefficient of the substrate.
[0180]
Assuming now that the strain of the GaN thin film is completely relaxed at the growth temperature and no dislocation motion occurs during the cooling process, the lattice constant of GaN on MnO in the a-axis direction at room temperature is calculated to be 3.125 °. The thermal expansion coefficient of the MnO substrate is 3.45 × 10^-5K^-1Was used. This calculated value is significantly different from the lattice constant obtained by G-GIXD. It is expected that a large difference in the coefficient of thermal expansion between the substrate and the thin film causes the introduction of new misfit dislocations in the thin film even during the cooling process, thereby alleviating the strain.
[0181]
Also, regarding the compressive strain in the c-axis direction, the Bulk-Hooke method
It cannot be explained from the law, and it is considered that the cause is the existence of lattice defects or dislocations in the thin film, stoichiometry and analysis on the surface of the GaN thin film.
[0182]
In view of the above, in the present invention, a group III nitride is grown on a MnO substrate as follows.
[0183]
As shown in FIGS. 1 and 3, the surface of the MnO substrate is subjected to polishing of the CMP substrate with colloidal silica 6 and annealing of the polished substrate 12 in an ultra-high vacuum. An AlN layer is grown on the surface of the substrate 12 by a laser MBE method, and a GaN layer is formed on the AlN layer.
[0184]
Next, a MnO substrate is introduced into the PLD chamber 10 and N₂Gas was introduced and nitrogen pressure was adjusted to 1.0^-5From 10^-2The AlN layer and the GaN layer are grown using a sintered body of metal Ga and AlN as the target 11 while maintaining the substrate temperature at 700 to 800 ° C. while maintaining the pressure at Torr.
[0185]
The pulse laser is 248 nm, 0.1 to 10 J / cm², 2 to 15 Hz excimer laser.
[0186]
As described above, according to the present invention, by applying a new growth method called a laser MBE method to group III 窒 化 nitride crystal growth, it has been difficult to grow by the conventional growth methods MOCVD method and MBE method. We succeeded in epitaxially growing a high-quality Group III nitride thin film on a new substrate such as NGO, ferrite MnO, or LGO.
[0187]
Due to these results, lattice mismatch with III nitride which has been a problem when using a sapphire substrate is large, a high-quality thin film cannot be obtained, and an insulator and a device manufacturing process become complicated. It is expected to solve various points, such as being extremely hard and difficult to process, being unable to cleave during laser production, and being unable to obtain a substrate having a large area. Along with this, significant improvements have been made in device fabrication and cost, and III-Nitride-based devices will be more developed than they are today.
[0188]
For a lattice-matching substrate in which the lattice mismatch between the substrate and the thin film is much smaller than that of sapphire, the lattice defects and misfit dislocations in the thin film are drastically reduced, and thereby the crystal quality of the group III nitride thin film is expected to be significantly improved. Therefore, it is expected that GaN-based devices will have a longer life and higher efficiency. In addition, when the thin film approaches the bulk crystal, there is a possibility that new physical properties that have not been seen in the past can be discovered.
[0189]
For substrate materials aimed at new functional devices such as Si and NGO, high integration of devices using AlN as a highly dielectric ultra-thin insulating film, fabrication of three-dimensional electronic devices, GaN-based optical devices and Si-based Many new functional devices are expected to be created, such as device fusion and integration / fusion with oxide electronics such as magnetic materials, ferroelectrics, and superconductors.
[0190]
In order to improve the characteristics of these GaN-based devices, it is essential to analyze the structure of the thin film surface device region. However, by using the G-GIXD method, a detailed analysis of the lattice constant and the amount of strain has been realized. If the correlation between the amount of strain in the device region of the thin film and the optical / electrical properties is clarified, lattice defects and dislocations in the crystal of the GaN-based device can be reduced by 10%.⁷-10⁹cm^-2Breakthrough in elucidating the unique physical properties of GaN-based devices, such as why they have very good emission characteristics and long life of more than 1000 hours, despite being much more than other semiconductor materials Can be
[0191]
In particular, according to the present invention, it is apparent from the present invention that the surface of a group III nitride thin film grown by the PLD method is due to lattice defects, misfit dislocations, stoichiometry problems, or the like, and Bulk's simple Hooke's law does not hold. Therefore, the conventional method cannot accurately know the lattice distortion in the plane and out of the plane. On the other hand, the G-GIXD method used in the present invention will be a very powerful tool for structural analysis of a device region as a method capable of performing in-plane and out-of-plane strain analysis in detail.
[0192]
FIG. 23 shows an optical crystal LiNbO.₃FIG. 24 is a schematic diagram of a highly integrated optical arithmetic element developed from growing GaN on top, FIG. 24 is a schematic diagram showing the structure thereof, FIG. 25 is a diagram showing an RHEED image / PL spectrum of a semiconductor laser mounted thereon, FIG. 26 is a spectrum intensity characteristic diagram with respect to the wavelength of the semiconductor laser.
[0193]
In these figures, reference numeral 201 denotes an optical crystal LiNbO₃The substrate 202 is the optical crystal LiNbO₃Semiconductor laser (GaN / AlN / LiNbO) mounted on substrate 201₃Structure), 203 denotes an oxide light control element, and 204 denotes an optical semiconductor detector (InGaN).
[0194]
Thus, an optical communication control element in which the semiconductor laser 202, the optical semiconductor detector 204, and the optical crystal light control element 203 are integrated at a high density can be constructed.
[0195]
This has opened the way for high-performance light control devices, optical computers, magnetic Hall devices, and the like.
[0196]
It should be noted that the present invention is not limited to the above embodiments, and various modifications are possible based on the spirit of the present invention, and these are not excluded from the scope of the present invention.
[0197]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, the following effects can be obtained.
[0198]
(A) As a result of intensive research on a method of heteroepitaxially growing a direct transition semiconductor such as GaN on an optical crystal, an optical crystal substrate (LiNbO₃) High-quality GaN could be grown thereon.
[0199]
A feature of the present invention resides in the use of a laser MBE apparatus which enables epitaxial growth particularly under a nitrogen atmosphere.₃By providing an AIN layer as a flattened surface and a buffer layer, an optical integrated circuit that was conventionally a hybrid can be monolithically integrated to provide an integrated optical device that surpasses the electronic circuit that is currently the main player of the circuit. Aiming, high performance light control elements and optical computers can be realized.
[0200]
(B) NdGaO₃Substrate, (Mn, Zn) Fe₂O₄A GaN thin film can be formed on the substrate and MnO substrate in the same manner via an AIN layer. An integrated device that surpasses the circuit can be constructed.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic view of a substrate polishing apparatus according to an embodiment of the present invention.
FIG. 2 is a flowchart of substrate polishing showing the embodiment of the present invention.
FIG. 3 is a schematic diagram of a laser MBE apparatus according to the present invention.
FIG. 4 shows LiNbO showing an embodiment of the present invention.₃FIG. 3 is a schematic diagram of a GaN thin film having an AlN buffer layer thereon.
FIG. 5: LiNbO₃FIG. 3 is a diagram illustrating an orientation relationship between a substrate and a GaN thin film and a rocking curve thereof.
FIG. 6 is a diagram in which a GaN thin film surface is observed.
FIG. 7: LiNbO of the present invention₃FIG. 4 is a diagram showing nitrogen partial pressure characteristics when an AlN buffer layer is formed on a substrate.
FIG. 8: GaN and LiNbO₃FIG. 3 is a schematic view showing an orientation relationship rotated by 30 °.
FIG. 9: LiGaO₂(LGO) is a figure which shows the crystal structure of orthohombic.
FIG. 10: LiGaO₂FIG. 4 is a diagram showing an RHEED image after GaN is grown on an (LGO) substrate.
FIG. 11 is a diagram showing a result of reciprocal lattice mapping measurement by a G-GIXD method at in-plane and out-of-plane diffraction points of a GaN thin film.
FIG. 12 is a view showing a crystal structure of NGO.
FIG. 13 is a diagram showing an example of integration and integration of devices on an NGO substrate.
FIG. 14 is a diagram showing RHEED images before and after growing GaN on an NGO substrate.
FIG. 15 is a view showing diffraction points obtained by using IP as a result of G-GIXD measurement using IP.
FIG. 16 shows a typical in-plane diffraction spectrum for a GaN thin film grown on NGO (110).
FIG. 17 is a schematic diagram showing an orientation relationship between GaN and an NGO (110) plane.
FIG. 18 is a diagram showing the results of surface observation by AFM of a GaN thin film grown on an NGO substrate by 20 nm.
FIG. 19 is a diagram showing a GIXR curve of a GaN thin film grown on an NGO substrate.
FIG. 20 is a diagram showing a lattice alignment between MnO and GaN.
FIG. 21 is a diagram showing a RHEED image of GaN directly grown on MnO.
FIG. 22 is a diagram showing the results of reciprocal lattice mapping measurement at in-plane and out-of-plane diffraction points of a GaN thin film.
FIG. 23: Optical crystal LiNbO₃It is a schematic diagram of the highly integrated optical arithmetic element developed from growing GaN on it.
FIG. 24 is a schematic view showing the structure of a highly integrated optical operation element.
FIG. 25 is a diagram showing an RHEED image / PL spectrum of a semiconductor laser to be mounted.
FIG. 26 is a spectrum intensity characteristic diagram with respect to a wavelength of a semiconductor laser.
[Explanation of symbols]
1. Substrates such as optical crystal substrates and magnetic oxide substrates
2) PCB holder
3 polishing plate
4 Colloidal silica container
5 Colloidal silica supply nozzle
6 Colloidal silica
10 PLD chamber
11 target
12mm board
13 heating device
14 KrF excimer laser
15 screen
16 RHEED device
17, 18 TMP (Turbo Molecular Pump)
19 N₂Gas source
20 ° electron beam
101 @ LiNbO₃Substrate (0001)
102 AlN buffer layer
103 GaN thin film (0001)
110 NGO (110) substrate
111 {III} group nitride semiconductor device
112 superconducting element
113 magnetic device
201 optical crystal LiNbO₃substrate
202 semiconductor laser (GaN / AlN / LiNbO₃Construction)
203 oxide light control element
204 Optical Semiconductor Detector (InGaN)

Claims (24)

(A) After polishing a CMP substrate with colloidal silica on the surface of the oxide optical crystal substrate, the polished substrate is annealed in an ultra-high vacuum to form an atomic level flat crystal surface on the substrate. Forming
(B) growing an AlN layer using a target on the flattened substrate at the atomic level by laser MBE;
(C) A method of manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, comprising forming a GaN layer on the AlN layer. In the manufacturing method for an integrated circuit device to claim 1, wherein the oxide substrate, the oxide optical crystal substrate manufacturing method of the integrated circuit device to the oxide substrate which is a LiNbO ₃ substrate. 3. The method of manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to claim 2, wherein the LiNbO ₃ substrate temperature is 700 ° C. and the nitrogen partial pressure is 0.1 to 100 mTorr by a PLD method. A method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, comprising growing a layer. 4. The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to claim 3, wherein the pulse laser by the PLD method is 248 nm, 0.1 to 10 J / cm ² , and ² to 15 Hz. A method of manufacturing an integrated circuit device thereon. 5. The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to claim 1, wherein a GaN element as a semiconductor laser, an oxide light control element, and light detection are provided on the oxide optical crystal substrate. 6. A method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, comprising mounting an InGaN element as a device. (A) After polishing a CMP substrate with colloidal silica on the surface of the substrate of the oxide optical crystal, the polished substrate is annealed in an ultra-high vacuum, and an atomically flat crystal surface is formed on the substrate. Means for forming
(B) means for growing an AlN layer using a target on the substrate planarized at the atomic level by a laser MBE method;
(C) an apparatus for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, comprising: means for forming a GaN layer on the AlN layer. An integrated circuit device on an oxide substrate comprising an oxide optical crystal substrate, an AlN layer, and a GaN layer manufactured by the apparatus for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to claim 6. (A) After a CMP substrate is polished with colloidal silica on the surface of an NdGaO ₃ substrate, the polished substrate is annealed in an ultrahigh vacuum to form an atomically flat crystal surface on the substrate. ,
(B) growing an AlN layer using a target on the flattened substrate at the atomic level by laser MBE;
(C) A method of manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, comprising forming a GaN layer on the AlN layer. In the manufacturing method for an integrated circuit device to claim 8, wherein the oxide substrate, after degreasing washing with ethanol and acetone, and introducing the NdGaO ₃ substrate to the PLD chamber, 1.0 the base pressure of the PLD chamber 2.0 × 10 ⁻⁹ Torr, a nitrogen gas is introduced during growth, the nitrogen pressure is maintained at 1.0 × 10 ⁻² Torr, and a GaN sintered body is used as a target. A method for manufacturing an integrated circuit device on a substrate. 10. The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to claim 9, wherein the target is located 5 cm below the substrate, and is ablated by a KrF excimer laser (λ = 248 nm, τ = 20 ns), and its energy density is A method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, wherein 3.0 J / cm ² and a pulse frequency are set to 10 Hz. 11. The method of manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to claim 10, wherein the growth rate is about 10 nm / h and the temperature of the substrate is set at 750 ° C. A method for manufacturing a circuit device. (A) After a CMP substrate is polished with colloidal silica on the surface of an NdGaO ₃ substrate, the polished substrate is annealed in an ultra-high vacuum to form an atomically flat crystal surface on the substrate. Means,
(B) means for growing an AlN layer using a target on the substrate planarized at the atomic level by a laser MBE method;
(C) an apparatus for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, comprising: means for forming a GaN layer on the AlN layer. An integrated circuit device on an oxide substrate comprising an NdGaO ₃ substrate, an AlN layer, and a GaN layer manufactured by the apparatus for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to claim 12. (A) After a CMP substrate is polished with colloidal silica on the surface of a (Mn, Zn) Fe ₂ O ₄ substrate, the polished substrate is annealed in an ultra-high vacuum, and an atomic level is formed on the substrate at an atomic level. Forming a flat crystal surface,
(B) growing an AlN layer using a target on the flattened substrate at the atomic level by laser MBE;
(C) A method of manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, comprising forming a GaN layer on the AlN layer. The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to claim 14, wherein the AlN layer is grown at room temperature. In the manufacturing method for an integrated circuit device to claim 14, wherein the oxide substrate, and (Mn, Zn) introducing _Fe 2 _{O 4} substrate to the PLD chamber, the base pressure of the PLD chamber about ¹⁰ -10 Torr, A method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, characterized by introducing nitrogen gas during growth, maintaining a nitrogen pressure at 1.0 × 10 ⁻² Torr, and using a sintered body of AlN as a target. . 17. The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to claim 16, wherein the pulse laser produced by the PLD method is an excimer laser of 248 nm, 0.1 to 10 J / cm ² , and ² to 15 Hz. A method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate. (A) After a CMP substrate is polished with colloidal silica on the surface of a (Mn, Zn) Fe ₂ O ₄ substrate, the polished substrate is annealed in an ultra-high vacuum, and an atomic level is formed on the substrate at an atomic level. Means for forming a flat crystal surface;
(B) means for growing an AlN layer using a target on the substrate planarized at the atomic level by a laser MBE method;
(C) means for forming a GaN layer on the AlN layer. An integrated circuit on an oxide substrate comprising an (Mn, Zn) Fe ₂ O ₄ substrate, an AlN layer, and a GaN layer manufactured by the apparatus for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to claim 18. apparatus. (A) after polishing a CMP substrate with colloidal silica on the surface of the MnO substrate, annealing the polished substrate in an ultra-high vacuum to form a flat crystal surface at the atomic level on the substrate;
(B) growing an AlN layer using a target on the flattened substrate at the atomic level by laser MBE;
(C) A method of manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate, comprising forming a GaN layer on the AlN layer. 21. The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to claim 20, wherein the MnO substrate is introduced into the PLD chamber, a nitrogen gas is introduced during the growth, and the nitrogen pressure is ^increased from ^1.0-5 to ^10-2 Torr. Wherein the substrate temperature is set to 700 to 800 ° C., and the AlN layer and the GaN layer are grown using a sintered body of metallic Ga and AlN as a target. Production method. 22. The method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to claim 21, wherein the pulse laser by the PLD method is an excimer laser of 248 nm, 0.1 to 10 J / cm ² , and ² to 15 Hz. A method for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate. (A) A means for polishing a CMP substrate with colloidal silica on the surface of a MnO substrate, and then annealing the polished substrate in an ultra-high vacuum to form a flat crystal surface at the atomic level on the substrate. When,
(B) means for growing an AlN layer using a target on the substrate planarized at the atomic level by a laser MBE method;
(C) means for forming a GaN layer on the AlN layer. An integrated circuit device on an oxide substrate comprising an MnO substrate, an AlN layer, and a GaN layer manufactured by the apparatus for manufacturing an integrated circuit device on an oxide substrate according to claim 23.

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